В.А. Васильев, Б.С. Митин, И.Н. Пашков,
М.М. Серов, А.А. Скуридин, А. А. Лукин,
В.Б. Яковлев

ВЫСОКОСКОРОСТНОЕ
ЗАТВЕРДЕВАНИЕ
РАСПЛАВА
(теория, технология
и материалы)

Под научной редакцией Б.С. Митина

$
УДК 669.620.22

Авторы: ВЛ Васильев, Б.С. Митин, И.Н. Пашков, М.М. Серов,
АЛ. Скуридин, АЛ Лукин, В.Б. Яковлев

Высокоскоростное затвердевание расплава (теория, технология и ма-
териалы). Васильев В. А., Митин Б.С., Пашков И.Н., Серов М.М.,
Скуридин А.А., Лукин А.А., Яковлев В.Б. / Под ред. Б.С. Митина. —
М.: “СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ”. 1998. - 400 с.

Рассмотрены теоретические основы формирования аморфной
и микрокристаллической структуры.

Приведены данные, характеризующие значительное повыше-
ние эксплуатационных свойств конструкционных, жаропрочных,
коррозионностойких и магнитных материалов, полученных со ско-
ростями охлаждения на уровне миллиона градусов в секунду.

Представлены результаты исследования новых конструкци-
онных и жаропрочных сплавов на основе алюминия, железа и ни-
келя.

Установлено влияние ВЗР на свойства различных материа-
лов: аморфных волокон для электромагнитных экранов, постоян-
ных магнитов нового поколения, катализаторов синтеза искусст-
венных алмазов и др.

Для научных сотрудников и специалистов, работающих в об-
ласти материаловедения и технологии новых материалов, а также
студентов и аспирантов соответствующих специальностей.

Ил. 93. Табл. 53. Библиогр. список: 190 назв.

©ВА Васильев, Б.С. Митин, И.Н. Пашков,
М.М. Серов, А.А. Скуридин, А.А. Лукин,
В.Б. Яковлев, "СП ИНТЕРМЕТ

ISBN 5-89594-006-4 ИНЖИНИРИНГ*, 1998
СОДЕРЖАНИЕ

Предисловие.............................................5

Глава 1. Теория и технология получения быстрозакаленных
материалов............................................8

1.1.	Формирование структуры при сверхвысоких скоростях
охлаждения.............................................8

1.2.	Методы получения аморфных и микрокристаллических
материалов в дисперсном состоянии......................31

1.3.	Получение порошков, волокон и ленты методом
высокоскоростного затвердевания расплава (ВЗР).........63

Глава 2. Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР......85

2.1.	Процессы нагрева диска (валка) и охлаждения расплава
при ВЗР...............................................85

2.2.	Исследование взаимодействия на границе диск-расплав в
зависимостй от природы материала поверхности диска.....99

2.3.	Исследование влияния состояния поверхности диска-
кристаллизатора на характеристики процесса ВЗР....... 112

2.4.	Возможности увеличения скорости охлаждения за счет
сокращения протяженности контакта диска с расплавом ... 122

2.5.	Особенности взаимодействия диска-кристаллизатора и
расплава при непрерывных процессах...................127

2.6.	Роль контактного взаимодействия на границе диск-
кристаллизатор—расплав ...................;..........134

Глава 3. Математические методы описания структуры и
прогнозирования свойств быстрозакаленных материалов.149

3.1.	Использование статистических методов для описания
структуры и прогнозирования свойств быстрозакаленных
материалов...........................................150

3.2.	Математические методы описания текстуры
быстрозакаленных поликристаллических материалов........176

3.3.	Прогнозирование эффективных упругих свойств
быстрозакаленных материалов............................192
Содержание__________________ ____________________________

Глава 4. Магнитные материалы.........................208

4.1.	Магнитомягкие материалы.........................209

4.2.	Магнитотвердые материалы........................219

Глава 5. Технология производства тонких волокон......247

5.1.	Методы получения тонких металлических волокон...247

5.2.	Применение волокон и изделий из них.............274

5.3.	Волокна из оксидной керамики....................289

5.4.	Стеклянные и базальтовые волокна................302

5.5.	Углеродные волокна..............................304

5.6.	Волокна бора, карбида кремния и борсика.........305

Глава 6. Применение и свойства быстрозакаленных
материалов.........................................309

6.1.	Получение длинномерной продукции методом
“извлечения” расплава.................................309

6.2.	Получение проволоки труднодеформируемых медных
припоев...............................................313

6.3.	Жаропрочные никелевые сплавы....................335

6.4.	Составы и способы производства стальных нитей для
армирования огнеупоров и жаростойких бетонов..........355

6.5.	Разработка процесса получения методом ВЗР
окалиностойких сплавов в виде иголок (фибры)..........363

6.6.	Получение катализаторов синтеза искусственных
алмазов на никелевой основе...........................369

6.7.	Дисперсноупрочненные и стареющие сплавы, полученные
методом экстракции расплава...........................374
ПРЕДИСЛОВИЕ

В современном материаловедении остро стоит проблема по-
лучения новых высокоэффективных материалов. Традиционные
металлургические технологии не позволяют получить комплекс
механических, физических и химических свойств, необходимых
для новейших конструкций и изделий. Повышение эксплуатаци-
онных свойств за счет легирования практически исчерпало себя.
Необходимы новые подходы к созданию материалов.

Одним из наиболее перспективных направлений современ-
ного материаловедения является использование сверхвысоких ско-
ростей охлаждения расплава при затвердевании. Наукоемкие тех-
нологии получения быстрозакаленных материалов позволяют по-
высить растворимость легирующих элементов в твердом растворе,
устранить макро- и микроликвацию, получить метастабильные фазы
и новые структурные состояния — аморфное, квазикристалличес-
кое, нан©кристаллическое, микрокристаллическое и др.

В работах отечественных и зарубежных ученых показано зна-
чительное повышение эксплуатационных свойств конструкцион-
ных, жаропрочных, коррозионностойких, магнитных материалов,
полученных со скоростями охлаждения на уровне миллиона граду-
сов в секунду. Поэтому в книге большое внимание уделяется мето-
дам достижения сверхвысоких скоростей охлаждения расплава. Их
анализ, рассмотренный в гл. 1, позволяет отдать предпочтение ме-
тоду высокоскоростного затвердевания расплава (ВЗР). Под этим
названием понимается группа методов, основанных на свободной
подаче расплава к вращающемуся с высокой скоростью в верти-
кальной плоскости диску-холодильнику. Сюда относится экстрак-
ция расплава из ванны (melt extraction), из подвешенной капли
(pendant drop melt extraction), метод боковой подачи расплава (melt
overflow, melt drag) и некоторые другие процессы. Решающий вклад
в развитие этих методов вносит научная школа под руководством
академика Б.С. Митина.

Метод ВЗР позволяет получать непосредственно из расплава
порошки различной формы, волокно или проволоку, а также лен-
ДС^Скорость охлаждения при этом может достигать десятков мил-
•ЯУ- >нов градусов в секунду. Преимуществами метода ВЗР являются
ДН^окая производительность, возможность получения практичес-
£ы<упобых неорганических материалов с температурой плавления

j$5OO°C, высокая чистота материала, получаемая при бестигель-
Д0 4 плавке.

Для широкого использования метода ВЗР при получении
юшков, волокон и ленты необходимо решить ряд теоретичес-
технологических и конструкторских задач. К таким задачам
ки*осятся в первую очередь гидродинамическая и тепловая. Их ре-
о1Чше позволяет контролировать процессы охлаждения и формо-
ДО^азования продукции на кромке диска, обеспечивать необходи-
скорость охлаждения, подбирать оптимальную пару материа-
лу^ в контакте диск-расплав, разрабатывать плавильную систему и
^°^струкцию диска.

к°г Разработка технологии ВЗР является необходимым, но не
даточным условием создания новых материалов. Использова-
До<^ ВЗР при получении широко распространенных материалов
**ичли, сплавы цветных металлов и др.) реализует только часть
(ст;енциально возможных преимуществ метода. Наибольший эф-
^°7г можно иметь при получении составов, специально разрабо-
Ф®Ч1ых для сверхвысоких скоростей охлаждения.

та1^ В ряде случаев технологию ВЗР можно использовать в сочета-

I с промышленными методами получения распыленных порош-
ни^, Такая комбинация позволяет без больших капитальных вложе-
ко^[ получать чешуйчатые быстрозакаленные порошки.

ни' При этом можно сформулировать основные задачи данной

^рты: на основе литературных данных и анализа многочислен-
Ра^ экспериментальных результатов создать обобщенную модель
ньЧцесса высокоскоростного затвердевания расплава в различных
ПР1 разновидностях; изучить взаимодействие диска с расплавом в
ег$рвиях кратковременного контакта; разработать методику (алго-
Ус^м) выбора варианта ВЗР для получения продукции заданной
Ри wbi с необходимой скоростью охлаждения; исследовать влия-
скорости охлаждения на структуру и свойства получаемых ма-
Н1*далов; сформулировать и обосновать теоретические предпосылки
теР,(ания новых высокоэффективных материалов, получаемых при
со^)хвысоких скоростях затвердевания расплава.

све Решение поставленных задач необходимо для создания новых
конструкционных и жаропрочных сплавов на основе алюминия,
железа, никеля; катализаторов для синтеза искусственных алма-
зов; магнитомягких материалов в виде волокон для экранов элек-
тромагнитного излучения; постоянных магнитов нового поколе-
ния; сереброзаменяющих припоев на основе меди; фибры для ар-
мирования огнеупоров, бетонов, фрикционных материалов и др.,
а также для широкого спектра других металлических и неметалли-
ческих материалов.

В книге обобщается двадцатилетний опыт работы научной
школы академика Б.С. Митина в области разработки теории и тех-
нологии быстрозакаленных материалов. Создание мощной научно-
исследовательской и технологической базы позволило вырастить
целое поколение высококвалифицированных специалистов в об-
ласти материаловедения, разработать новые перспективные мате-
риалы и высокие технологии.

Авторский коллектив приносит благодарность сотрудникам,
аспирантам и студентам кафедры “Материаловедение и сертифи-
кация новых неорганических материалов и покрытий” МАТИ им.
К.Э. Циолковского за помощь, оказанную в работе над рукописью.
В книге использованы результаты экспериментов, проведенных
авторами совместно с А.С. Арустамяном, В.М. Архангельским,
А.А. Ивлевым, К.Н. Кошкиным, С.А. Одинововым, К.К. Палехой,
С.Г. Путиным, В.Н. Салтыковым, Н.Н. Тепляковым, В.Д. Фроло-
вым и другими учеными.
Глава 1. ТЕОРИЯ И ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ
БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ МАТЕРИАЛОВ

1.1. Формирование структуры при сверхвысоких
скоростях охлаждения

При затвердевании расплава (как металлического, так и не-
металлического) со скоростями охлаждения на уровне 106 К/с
структура и фазовый состав получаемого материала могут корен-
ным образом отличаться от равновесных. При этом происходит об-
разование новых метастабильных фаз (аморфных и кристалличес-
ких), расширение пределов растворимости легирующих элемен-
тов, уменьшение размеров зерна и включений. Несмотря на боль-
шое количество экспериментальных и теоретических работ, до
настоящего времени нет полной ясности о формировании струк-
туры быстрозакаленных материалов. С практической точки зрения
наиболее важны два вопроса: как получить материал в аморфном
состоянии (подавить кристаллизацию) и как осуществить бездиф-
фузионную кристаллизацию.

Структурные критерии при получении аморфных
металлических сплавов

Согласно современным представлениям, для получения ме-
таллических систем в аморфном состоянии необходимо, чтобы:
1) система обладала так называемой стеклообразующей способ-
ностью (структурный критерий); 2) скорость охлаждения должна
быть настолько большой, чтобы тепловые процессы при затверде-
вании не приводили к образованию кристаллической фазы (кине-
тический критерий).

Во многих работах приведена классификация сплавов, кото-
рые были успешно получены в стеклообразном (аморфном) со-
стоянии. К наиболее важным группам относятся стекла металл—
металлоид и бинарные стекла из переходных металлов. Сотни со-
ставов двойных, тройных и более сложных сплавов были успешно
8
Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
получены методами закалки из расплава в аморфном состоянии и
для многих сплавов установлены концентрационные пределы об-
ласти стеклообразования. В работах различных ученых выдвинуто
много различных критериев, которые характеризуют хорошую стек-
лообразующую способность (СОС).

Размерное несоответствие. Предполагается, что для достиже-
ния высокой СОС необходимо наличие некоторого минимального
несоответствия атомных радиусов двух компонентов. Эксперимен-
ты на двумерных модельных системах (твердых сферах или мыль-
ных пузырях) согласуются с эмпирическими результатами, со-
гласно которым необходимое несоответствие радиусов должно со-
ставлять около 15%. Во всех исследованиях показано, что несоот-
ветствие радиусов играет большую роль, чем сила связи. Очевид-
но, группа стекол, образованных большими атомами металла и
малыми атомами металлоида, находится в хорошем соответствии
с указанным критерием. Считают, что маленькие атомы металло-
ида заполняют большие поры в структуре стекол и таким образом
стабилизируют их. В то же время очень маленькие атомы раство-
ренного компонента диффундируют настолько легко, что благо-
приятное соотношение радиусов может терять значение. Это, ви-
димо, и является причиной того, что углерод редко используют в
качестве аморфизирующих добавок, а водород можно использо-
вать для стабилизации стекол лишь при экстремально высокой
концентрации из-за его очень высокой диффузионной подвижно-
сти [1].

Из опубликованных исследований по аморфизации чистых
металлов методом ионной имплантации следует, что для успеш-
ной аморфизации имплантируемый атом должен иметь радиус
(0,59 + 0,88)Аа, где R& — радиус атомов матрицы. Очевидно, что
атомы металлоида идеально подходят для этой цели. Размерный
критерий аналогичен критерию образования кристаллических
структур внедрения, который давно установлен Хеггом.

Критерий ближнего порядка. Следует отметить, что во многих
металлических расплавах существует заметный “химический” ближ-
ний порядок (ХБП), т.е. тенденция к соседству с одинаковыми
или разными атомами. Было выдвинуто предположение, что этот
ХБП является гетерогенным и может быть оценен непосредствен-
но по термодинамическим измерениям. Если кластеры сильно упо-
рядоченных атомов похожи по локальному составу на кристалли-
ческие соединения, образующиеся при равновесной кристаллиза-
ции, то кристаллизация облегчается, а склонность к аморфизации
мала; если же локальный состав отличен от соответствующего
любому стабильному продукту кристаллизации, то стеклообразу-
ющая способность велика.

Эта модель хорошо согласуется с экспериментальными дан-
ными по исследованию склонности к аморфизации в достаточно
хорошо изученных сплавах Cu-Ti [1]. Имеется подтверждение спра-
ведливости этого критерия в других системах, например резкое
изменение характера ХБП в зависимости от состава сплава. Этот
критерий открывает некоторые перспективы существования кон-
центрационного интервала высокой стеклообразующей способно-
сти, а не просто комбинации элементов, из которых вообще мо-
жет быть получено стекло.

Энтальпия образования пор. На примере стекол металл—ме-
талл показано, что их стабильность, оцененная по температуре
кристаллизации Т 9 изменяется линейно с расчетной энтальпией
образования поры (эквивалентной вакансии) в стекле. При этом
использовали методы расчета, достаточно опробованные на крис-
таллических материалах. Основная идея состоит в том, что боль-
шая энтальпия означает большую вязкость и, следовательно, зат-
рудненные условия кристаллизации. Однако эта теория с позиции
термодинамики была подвергнута критике, и ее теоретическая кор-
ректность в настоящее время не ясна [1].

При данном подходе вместо стеклообразующей способности,
которая определяется критической скоростью охлаждения гкр, рас-
сматривается стабильность стекол или температура кристаллиза-
ции Т . Обычно предполагается, что стабильность стекол и стек-
лообразующая способность взаимосвязаны, но это положение по
существу еще не доказано.

Критерий свободного объема. Существуют разные варианты этого
критерия, по существу тесно связанного с предыдущим критери-
ем. Нулевое (или отрицательное) изменение объема при плавле-
нии кристаллического образца способствует образованию стекол
при последующей скоростной закалке. Этот критерий хорошо со-
гласуется с относительной стеклообразующей способностью ряда
исследованных сплавов. Чем больше свободный (незанятый) объем
в жидкости, тем меньше вязкость и быстрее диффузия. Основной
подход состоит в том, что если кристалл плотнее расплава, из
10
__________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
которого он растет, то во время его роста свободный объем пере-
мещается в соседний с кристаллом расплав, уменьшает его вяз-
кость и таким образом способствует росту кристалла. Системами, в
которых легко образуются стекла, являются те, в которых продук-
ты кристаллизации не плотнее жидкости [1].

Кинетический критерий

Главным условием образования стекол является то, чтобы во
время закалки не могли образовываться никакие зародыши крис-
таллов. Все теоретические расчеты основаны на подходе Ульмана,
согласно которому рассматриваются зарождение и рост твердой
фазы в изотермических условиях. Стандартным критерием образо-
вания стекла принято считать тот факт, что при полном охлажде-
нии объемная доля кристаллической фазы не должна превышать
10А Развита детальная теория критической скорости охлаждения
ПРИ неизотермических условиях, и показано, что tfKp прибли-
зительно определяется отношением Та /Тз, где Т— равновесная
температура затвердевания; Тст — температура стеклования. Чем
больше Тст/Тз, тем меньше г?кр, т.е. тем легче получить стекло.

Эти теории должны быть скорректированы с учетом того
факта, что С-образные ТТТ-кривые (изотермические кривые вре-
мя—температура—превращение), полученные для стеклообразую-
щих сплавов комбинацией экспериментальных данных и теории
(рис. 1.1), нуждаются в модификации на случай непрерывного ох-
лаждения для получения кривой непрерывного превращения (С7).

Рис. 1.1. Кривые превращения
расплав—стекло Pd^Sijg при не-
прерывном охлаждении, вы-
численные из изотермической
Г7Т-кривой
Значения Тст в меньшей степени зависят от состава, чем Т3
(особенно вблизи глубокой эвтектики), так что глубокой эвтекти-
ке соответствует состав, благоприятный для образования стекол с
большой величиной Тст/Тз и малым значением 0^. Наиболее важ-
ным физическим параметром является вязкость расплава, а низ-
кая температура затвердевания предполагает высокую вязкость при
затвердевании, что, в свою очередь, способствует замедлению за-
родышеобразования. Однако измерить вязкость при всех представ-
ляющих интерес температурах невозможно, поэтому неизбежно
приходится интерполировать значения вязкости, а это означает,
что кривые 77Т или СТ не могут быть вычисленными точно.

Кинетический критерий, предсказывающий легкое образо-
вание стекол вблизи составов, соответствующих глубокой эвтекти-
ке, хорошо работает в случае некоторых наиболее известных стекло-
образующих систем типа металл—металлоид, таких как Pb-Si, но
не работает для многих систем металл—металл, например Cu-Zr
или Ca-Cu-Mg. В некоторых сплавах, в которых согласно кинети-
ческому критерию должны образовываться стекла, они не образу-
ются либо их удается получить только при экстремальных скорос-
тях закалки. Критическую скорость охлаждения можно снизить за
счет предварительной специальной подготовки расплава, напри-
мер выдержкой при определенных температурах для получения
оптимального ближнего порядка в жидком состоянии, очистки от
примесей и др. [1].

Кинетические условия образования аморфной структуры
у металлических сплавов

В настоящее время наиболее принятым для оценки склонно-
сти металлических сплавов к образованию аморфной структуры
при закалке из жидкого состояния является подход Дэвиса—Уль-
мана [2, 3]. Считается, что образец будет аморфным, если за время
охлаждения в нем не возникнет ни одного зародыша кристалли-
ческой фазы. С точки зрения экспериментальной трактовки обра-
зец является аморфным, если в нем доступными методами нельзя
обнаружить наличие кристаллов. Доля закристаллизовавшегося объе-
ма X, равная 10* была принята за минимальную эксперименталь-
но определяемую степень кристаллизации [4].

Связь между основными параметрами кристаллизации (/ —
_______________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
скорость зарождения центров кристаллизации, Я — скорость роста
кристаллов), временем затвердевания и X может быть найдена из
уравнения Колмогорова:

X = 1 - ехр(п-7Я3т* /3).	(1.1)

Из выражения (1.1) следует, что для начальных объемов кри-
сталлизации время кристаллизации т объемной доли сплава опре-
деляется следующим выражением:

( зх у

(1-2)

Пользуясь соотношением (1.2), можно построить кинети-
ческие кривые время—температура—превращение, позволяющие
определить время, за которое при различных температурах превра-
щения может быть получено заданное количество кристалличес-
кой фазы.

Образование АМС происходит, как известно, при переохлаж-
дениях расплава, равных нескольким сотням градусов ниже тем-
пературы плавления Тт. Поэтому гетерогенным зарождением кри-
сталлов можно пренебречь и рассматривать только гомогенное.

Скорость гомогенного зарождения центров кристаллизации
определяется следующим уравнением [5]:

т DNV (	1,07

еЧ"дт?т;3г	(1-3)

где D — коэффициент диффузии;	средняя объемная концен-

трация атомов; л0 — средний атомный диаметр; АТ = (7^ -7)/?^;
Т= T/Tm (Т — абсолютная температура).

Коэффициент диффузии согласно уравнению Стокса—Эйн-
штейна [5] связан с вязкостью т| расплава:

л кТ

<L4>

где к — постоянная Больцмана. Скорость роста кристаллов может
быть определена по следующему уравнению [5]:

D /-DnFi ( &тгьн\

&-)- <•»
где Dn — коэффициент диффузии у поверхности раздела твердой и
жидкой фаз; f — доля поверхности, доступная для роста; ДЯ —
теплота плавления одного моля сплава; R — универсальная газо-
вая постоянная.

Приняв/= 1, а также Dn = D [5], и учитывая связь между Dn
т] (1.4), можно получить следующее выражение для скорости роста
кристаллов:

R =

кТ

Зя •

1 - ехр

(1.6)

После подстановки (1.6) и (1.3) с учетом (1.4) в (1.2) урав-
нение для времени кристаллизации приобретает следующий вид:

т =

W^exp
кТ Nv Р

1,07
ДТГ2ТГ3

-3]

(1-7)

4

Необходимо учесть, что вязкость переохлажденного расплава
с понижением температуры непрерывно увеличивается. Измене-
ние вязкости можно описать уравнением Фульчера—Фогеля [6]:

(1.8)

где т|0 и В — постоянные;	(Тст — температура стекло-

вания, являющаяся характеристикой сплава).

Как показано в работе [6], для большинства расплавов пере-
ходных металлов с металлоидами постоянные уравнения (1.8)
имеют следующие значения: t]0= Ю-3,3 Па • с; В = 3,4, т.е. зависи-
мость вязкости от температуры можно представить так:



(1.9)

Используя зависимость (1.9) и учитывая, что для сплава 2НСР
Тст = 813 К, а Тт = 1363 К, можно построить кинетическую кри-
вую время—температура—превращение для исследуемого сплава.
При расчете среднего атомного диаметра использовались ионные
радиусы элементов по данным работы [7]:
Теория и технология получения быстрозакаленных материалов

Элемент.........Fe	Ni	Si	В

Радиус, нм......0,087	0,078	0,039	0,020

С учетом состава сплава 2НСР средний атомный диаметр а0 =
= 0,149 нм.

Средняя концентрация атомов Ny связана с числом атомов в
элементарной ячейке п и ее объемом И соотношением: Ny=r\/V. В
случае ОЦК решетки, которая характерна для сплавов на основе
железа, т] = 2, а объем определяется выражением [8]

TZ 8 з

Следовательно, Ny = 3,89 • 1029 м-3. Теплота плавления спла-
ва 2НСР составляет 120 кДж/кг или с учетом молекулярного веса
ДЯ = 5810 Дж/моль [7]. Полученная расчетным путем кинетичес-
кая кривая представлена на рис. 1.1. Форма кривой определяется
наложением двух факторов, действующих в противоположных на-
правлениях: увеличение движущей силы процесса кристаллизации
с ростом переохлаждения и снижение подвижности атомов. С рос-
том переохлаждения время т, необходимое для кристаллизации
объема х, уменьшается, достигая минимального значения тп при
температуре Тп (см. рис. 1.1). При дальнейшем переохлаждении рас-
плава время кристаллизации определяется в основном вязкостью
расплава и увеличивается с понижением температуры.

На основе полученной кривой можно определить критичес-
кую скорость охлаждения О крохл, т.е. минимально необходимую для
получения аморфной структуры. Очевидно, что

Т -Т
(,аПЛ_-*ПЛ П
*<>,«-—------.	(1.12)

1П

После подстановки полученных расчетным путем для сплава
2НСР значений Тп = 1025 К, тп = 2,0* 10“3 с в формулу (1.12)
получается, что Фкрохл= 1,7 • 105 К/с. Следовательно, для получения
сплава 2НСР в аморфном состоянии требуется достичь скорости
охлаждения расплава не ниже 1,7 • 105 К/с.
Синергетика и неравновесные фазовые переходы при
быстрой закалке

Быстрая закалка жидких сплавов со скоростями, обеспечива-
ющими полное или частичное сохранение структуры жидкости,
представляет собой один из способов получения материала с не-
равновесным составом и дисперсной микроструктурой. Высокие
скорости охлаждения обеспечивают, с одной стороны, необходи-
мую степень переохлаждения для реализации сильнонеравновес-
ного состояния, а с другой — способствуют быстрому затвердёва-
нию, при котором подавляются процессы распада и обеспечива-
ется диспергирование структуры [9].

Неравновесные фазовые переходы жидкость—стекло. Авторы ра-
боты [10] показали, что фундаментальными дефектами в жидко-
стях и стеклах следует считать не дислокации, а дисклинации. В
жидкости эти дефекты подвижны, и переход в стеклообразное
состояние происходит при такой температуре (температура стек-
лования Тст), когда дефекты в процессе быстрой закалки “замер-
зают”, превращая расплав в упругое тело. С другой стороны, диск-
линационные линии можно рассматривать как микроскопическую
модель низкоэнергетических возбуждений, которые характерны для
большинства аморфных материалов.

Замерзание легкоподвижных дисклинаций в процессе быст-
рой закалки обеспечивает и высокую устойчивость против крис-
таллизации. Авторами работы [11] показано, что при наличии по-
ложительных и отрицательных совершенных дисклинаций появ-
ляются оси 5-го и 7-го порядков, что предполагает возможность
возникновения икосаэдрической фазы. Ими была предложена дис-
клинационная модель структуры аморфного состояния, которая
была подтверждена в машинном эксперименте (на ЭВМ) [И].
Использован фрагмент кристаллической ГПУ решетки, в которую
вводились две положительные и две отрицательные 60-градусные
дисклинации наклона. Это приводит к неупорядоченному распо-
ложению атомов.

Для выяснения релаксационных эффектов в ЭВМ вводили
координаты атомов и задавали межатомное взаимодействие. Ма-
шинный эксперимент показал, что дисклинации в системе сохра-
няются и после релаксации, т.е. они способствуют сохранению
устойчивости структуры от кристаллизации.
Другие модели аморфного состояния рассмотрены в работе
[12]. Упорядоченность в структурах, характеризующаяся сохране-
нием ближнего порядка и отсутствием дальнего, представляют так-
же в виде атомных кластеров с симметрией икосаэдра [12].

Икосаэдрическая фаза экспериментально была обнаружена в
работе [13] при изучении структуры сплава на основе алюминия,
полученного быстрым охлаждением расплава. Электронографичес-
кие исследования показали, что элекгронограммы содержали рез-
кие максимумы с осью симметрии 5-го порядка. Это интерпрети-
ровали как существование структуры с симметрией икосаэдра.
Полученная икосаэдрическая фаза отнесена к новому классу упо-
рядоченных структур — это не кристаллы и не стекла. Новая фаза
оказалась метастабильной. При комнатной температуре икосаэд-
рическая структура сохранялась, но при 400*С в течение несколь-
ких минут переходила в кристаллическую структуру.

Обнаружение икосаэдрической фазы, возникающей при бы-
стром охлаждении из жидкого состояния, подтверждает дискли-
национные модели аморфного состояния, так же как и обнару-
женная связь между свойствами металлических стекол и плотнос-
тью топологически устойчивых линейных дефектов (дисклинаций).

Эта связь выражается в том, что при достижении критичес-
кой плотности линейных дефектов при некоторой температуре,
выше которой они становятся легкоподвижными, вязкость про-
порциональна текучести в переохлажденных или вязких жидкостях
и зависит от температуры по известному закону Фогеля—Фульче-
ра. Ниже этой температуры дефекты “вмораживаются” и среда ста-
новится упругим твердым телом [10].

При температуре выше расплав находится в равновесном
состоянии. При переохлаждении жидкости достигается метаста-
бильное состояние, а Тст отвечает наивысшей температуре, при
которой система уже не может достичь своего равновесного состо-
яния при данной скорости охлаждения [14]. Ниже Тст система на-
ходится вдали от термодинамического равновесия. С этой точки
зрения температура, как отвечающая переходу из жидкого состоя-
ния в твердое (стеклообразное), является температурой неравно-
весного фазового перехода, поэтому необходимо использование
подходов синергетики [15].

Неравновесные фазовые переходы синергетических систем
связаны с самоорганизацией пространственных диссипативных
структур [16], а переход от устойчивости к неустойчивости харак-
теризует достижение точки бифуркации. Общей схемой самоорга-
низации структуры является [15]: старая структура -> неустойчи-
вость новая структура.

Отмечается тесная аналогия между различными макроскопи-
ческими переходами в синергетических системах и фазовыми пе-
реходами для систем, находящихся в состоянии теплового равно-
весия, такими как твердое тело—жидкость, жидкость—газ, воз-
никновение ферромагнетизма, сверхпроводимости и т.п.

Неравновесный фазовый переход при сверхбыстрой закалке
при получении стекла происходит по схеме: жидкость -> неустой-
чивость -> твердое тело. Как равновесный, так и неравновесный
переходы из жидкого состояния в твердое и из твердого в жидкое
(при нагреве) связаны с изменением внутренней энергии системы.
Условием равновесного фазового перехода является равенство сво-
бодных энергий твердой и жидкой фаз. При неравновесном фазо-
вом переходе неустойчивость связана с достижением критическо-
го уровня энтропии в системе [16], которая, в свою очередь, свя-
зана с вязкостью расплава при сверхбыстрой закалке [17].

Основным условием образования стекол является невозмож-
ность образования зародышей кристаллов. Поэтому Тст определяют
как температуру, при которой вязкость переохлажденной жидко-
сти достигает критического значения, равного nc= 1012 Па • с [18],
или температуру, ниже которой вязкость среды отклоняется от
равновесного значения и выполняется закон Аррениуса [18]:
П = по ехр(Л / Т).	(1.13)

Это означает, что при Т = Тст зарождение кристаллов за счет
теплового движения атомов подавляется, а свободный объем за-
мораживается [18]. Параметром, контролирующим достижение
вязкости критического уровня т|с, является обеспечение критичес-
кой скорости охлаждения, необходимой для получения критичес-
кого переохлаждения.

Критическую скорость охлаждения для данного материала
оценивают с помощью ТТТ-диаграмм (см. рис. 1.1), объединяю-
щих три основных параметра: температуру, время и скорость ох-
лаждения.

Взаимосвязь критических параметров, контролирующих переход
жидкость—стекло. В соответствии с ТУТ-диаграммой (см. рис. 1.1)
_____________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
точка с координатами Тп— lgin является точкой, при достижении
которой спонтанно изменяется вид зависимости времени крис-
таллизации от температуры переохлаждения. С позиций синергети-
ки она отвечает точке бифуркации, характеризующей переохлаж-
дение, при котором вдали от термодинамического равновесия в
жидкости спонтанно возникает зародыш твердой стеклообразной
или кристаллической фазы при достижении критической скорос-
ти охлаждения. Поэтому температура Тп, время тп? так же как и
приведенная температура переохлаждения (Т^ — Т^/Тт9 должны
быть взаимосвязаны с температурой стеклования (Тст) и темпера-
турой кристаллизации (Тр). Наличие такой связи обусловлено тем,
что в этой точке время кристаллизации зависит только от вязкости
расплава.

В соответствии с эмпирической зависимостью Фогеля—Фул-
чера температурная зависимость вязкости переохлажденной жид-
кости в интервале 104—1012 Па*с описывается соотношением:

т] = т]Оехр[Л/(Т-То)],	(1.14)

где т], В — постоянные для данного материала; То — температура
“идеального” стеклования. Если записать это соотношение для тем-
пературы Тп в точке бифуркации, то оно примет вид:

т] = т]оехр[Б/(Тп-То)1.	(1.15)

В то же время критическая скорость охлаждения Rc в этой
точке связана с Г и 7 л и может быть выражена так:
Тп«тпя-^п.	(1.16)

Подставив выражение (1.16) в (1.15), получим

П = По ехр[Б / (Тпл- Длп - То)].	(1.17)

Для установления связи между Rc, и Тт нами были исполь-
зованы расчетные данные по критическим скоростям охлаждения
Rc, приведенные в работе [18], и экспериментальные данные, по-
лученные в работе [19], по изменению величины переохлаждения
для различных металлов в зависимости.от их температуры плавле-
ния.

Исследования в работе [19] проводили на малых каплях диа-
метром 10—15 мкм в условиях гомогенного образования зароды-
шей кристаллизации. Эти результаты представлены в табл. 1.1 со-
вместно с данными по температуре плавления этих металлов. Ана-
лиз экспериментальных данных показал, что зависимость приве-
денного переохлаждения в виде	Тр/Т^ AT/TM от темпера-

туры плавления может быть аппроксимирована двумя участками
прямых, пересекающихся в точке Fc с координатами АТ /Т =
0,48 и Тм= 600 К (рис. 1.2).

Таблица 1.1.

Достигнутые переохлаждения па каплях металла диаметром 10—15 мкм
[19]

№ п.п.	Металл	T — T * пл л кр	Г™, к	(Тпл TrpVTju!
1	Sn	391	504,9	0,77
2	Ga	349	570,5	0,61
3	Pb	353	600,4	0,59
4	Bi	363	544,0	0,67
5	Al	403	933,0	0,43
6	Ag	500	1234,0	0,41
7	Au	503	1336,0	0,38
8	Mn	581	1617,0	0,38
9	Ni	592	1726,0	0,34
10	Co	603	1768,0	0,34
11	Fe	568	1807,0	0,31
12	Pd	605	1825,0	0,33
13	Pt	643	2042,0	0,31

В общем виде линейный участок этой зависимости при Г >

> 600 К можно представить в виде:

Спл“ ^i)/ ^пл= ^к ” Р^ПЛЭ

(1.18)

Рис. 1.2. Зависимость
приведенного переох-
лаждения TJTm от Тт
где Ак — отрезок прямой, отсекаемый на оси ординат при экстра-
поляции линейной зависимости от Тт = 0; 0 — тангенс угла на-
клона прямой к оси абсцисс. Для изученных в работе [19] металлов
с температурой плавления > 600 К величина 0 = 0,13 • 1031/К.

По своей физической сути Ак характеризует максимальное
переохлаждение, достигаемое при критической для кристаллиза-
ции скорости охлаждения Rk, при котором еще возможно образо-
вание зародыша кристаллической фазы. На основе соотношения
(1.18) Ак можно выразить как:

Л =(7’пл-т;)/гпл + ртпл.	(1.19)

Для получения зародыша стеклообразующей фазы требуется
критическое переохлаждение расплава, отвечающее критической
скорости переохлаждения Rc. Приняв, что как при кристаллиза-
ции, так и при стекловании сплава, характеризуемого температу-
рой плавления Тт, коэффициент 0 остается постоянным, Агс уче-
том соотношения (1.18) можно выразить как:

Аг = (Тпл-Тс,)/Тпл+рТпл.	(1.20)

Так как значениям Ак и Аг отвечают вполне определенные
критические скорости охлаждения Rk и Rc соответственно, а зави-
симость приведенного охлаждения от температуры плавления оп-
ределяется постоянным для металлов с разной температурой плав-
ления коэффициентом 0, то следует ожидать и наличия единой
связи Лг— Rc (или Ак— Rc) для различных сплавов.

Для установления вида связи между Аг и Я. для различных
сплавов были сопоставлены расчетные значения на основе соот-
ношения (10), приведенного в работе 18], с расчетным значением
параметра А , полученного на основе соотношения (1.19) при 0 =
= 0,13-103 1/К (const).

На рис. 1.3 представлена зависимость Ar — lgRc, которая ока-
залась единой для всех сплавов. Ее можно представить в виде:
lg^ = 0-4-d,	(1.21)

где 6 = 17,54 К/с; b = 5,79 К/с.

На этом же рисунке представлена экспериментальная зави-
симость Ак от скорости охлаждения Rk для алюминиевого сплава,
полученная в работе [20]. Значения Ак рассчитывали с использова-
нием экспериментальных данных по соотношению (1.18). В данном
случае наблюдается прямо пропорциональная зависимость между
lg^ и Ак при этом же значении коэффициента 0. Так что между Ак и
Rk лежит область изменения возможного переохлаждения жидко-
сти (см. рис. 1.3), ограниченная прямыми Rh К. Для линии К, отве-
чающей мелкокристаллическому строению, зависимость Ак — IgA*
имеет вид?

ig^=e-^.	(1.22)

lgRk,X/c
IgR^R/c

Рис. 1.3. Зависимость параметра
Аг от логарифма критической
скорости охлаждения lg7?c

Из анализа выражений (1.21) и (1.22) следует, что критичес-
кие скорости для кристаллизации и стеклования взаимосвязаны
соотношением:

]SRk/\&Rc = Alc/(e-Ak-b)	(1.23)

Проведенный анализ подтверждает наличие единой зависи-
мости между критическими параметрами, контролирующими не-
равновесный фазовый переход жидкость—стекло в сплавах с раз-
личным составом и основой, и связь между параметрами, контро-
лирующими процессы кристаллизации и стеклования.

Неравновесный фазовый переход стекло—кристалл. При дефор-
мации металлические стекла как системы, находящиеся в нерав-
новесном состоянии при температурах ниже Тст, с течением вре-
мени релаксируют к своему равновесному состоянию. Эти процес-
сы можно ускорять или замедлять путем циклирования, снижения
или повышения температуры, степени деформирования и т.п. Эк-
спериментальные данные показывают, что деформация стекол
вблизи Тст протекает однородно (гомогенно), но при снижении
температуры ниже ~2/ЗТст проявляется негомогенная пластичес-
кая деформация в виде полос сдвига.

Локализация пластической деформации при деформирова-
нии неметаллических стекол связана с неравновесными фазовы-
Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
ми переходами стекло—кристалл, происходящими локально вдоль
предпочтительных направлений сдвига. Именно в этих областях в
дальнейшем пластическое деформирование может происходить по
дислокационным механизмам в виде тонкого скольжения. При го-
могенной деформации (вблизи Тст) пластическая деформация свя-
зана с множественным скольжением, а оно — с движением дис-
локаций по пересекающимся плоскостям скольжения. В этом слу-
чае локализация деформации отсутствует, так как происходящая
при этих температурах гомогенная структурная релаксация обес-
печивает гомогенное пластическое течение.

Условия бездиффузионного затвердевания

Термодинамический критерий. Теоретически показано, что То
является максимальной температурой поверхности раздела твер-
дое—жидкое состояние, при которой коэффициент распределе-
ния А может быть равен единице, т.е. затвердевание может проис-
ходить без какой-либо сегрегации растворенного элемента в твер-
дой фазе. Такое затвердевание было названо бездиффузионным. Ши-
роко используют также термин “захват” растворенного элемента.
Только ниже То существует термодинамическая движущая сила для
перехода жидкости в твердое состояние того же состава. Для того
чтобы на практике действительно произошел захват растворенно-
го элемента, необходимо переохладить расплав несколько ниже
рекомендуемой на основе термодинамики предельной температу-
ры Т9.

С помощью критерия ТОт можно дать качественные объясне-
ния наблюдаемых закономерностей. На рис. 1.4. в соответствии с
теорией Бакера и Кана показано, какие составы могут образовы-

Рис. 1.4. Гипотетичес-
кие фазовые диаграм-
мы, показывающие
различные варианты
изменения Го с соста-
вом [41]
ваться в твердом состоянии из жидкости состава С£ в случае плос-
кой поверхности раздела жидкость—твердая фаза в зависимости
от температуры поверхности раздела (малым кинетическим пере-
охлаждением здесь пренебрегают).

Диаграммы для разумных вариантов допустимых изменений
свободной энергии с составом показывают область, для которой
существует положительная термодинамическая движущая сила для
процесса затвердевания. Для системы, показанной на рис. 1.4, а,
захват растворенного элемента концентрации С£ возможен, а для
системы, приведенной на рис. 1.4, б, захват невозможен. Действи-
тельно, везде, где То резко изменяется с изменением температу-
ры, захват растворенного элемента ограничен реализацией в обла-
сти достаточно разбавленных сплавов.

Морфологический критерий. В разбавленных сплавах затверде-
вание с плоской поверхностью раздела может происходить как при
очень малых, так и при очень больших скоростях движения повер-
хности раздела. При низких скоростях происходит равновесная сег-
регация, а при очень больших (0,1—1 м/с) для разбавленного сплава
Al-Си наблюдается захват растворенного элемента.

Теория морфологической стабильности может быть также
применена к замораживанию концентрированных (эвтектических)
составов. Если дополнить классическую теорию анализом диффу-
зионной кинетики жидкости, то можно теоретически экстраполи-
ровать скорости роста эвтектик к температурам, значительно мень-
шим эвтектической температуры. Результат такого расчета показы-
вает, что если в образце с помощью принудительного отвода теп-
ла удается превысить максимально возможную скорость роста, то
должен образовываться либо метастабильный твердый раствор, либо
стекла. Даже если в каком-то конкретном случае захват растворен-
ного элемента при затвердевании невозможен, то скоростная за-
калка все же приводит к образованию тонких дендритов, т.е. к бо-
лее мелкому масштабу микросегрегаций. Независимо от того, про-
исходит или нет захват растворенного элемента, скоростная за-
калка из расплава способствует образованию гомогенных стабиль-
ных или метастабильных твердых растворов, и это является пре-
имуществом данной технологии [1].

Тепловой критерий. Даже если в соответствии с одним из ука-
занных выше критериев достигнут захват растворенного элемента,
но переохлаждение недостаточно велико для предотвращения ре-
24
______________Теория и технология получения быстрозакапенных материалов
калесценции до температуры ликвидуса, твердый раствор будет
сегрегировать. В соответствии с простой моделью переохлаждение,
необходимое для того, чтобы избежать остаточной сегрегации,
равно по меньшей мере Z/c, где L и с — скрытая теплота затверде-
вания и теплоемкость жидкости соответственно. Для алюминия
это означает, что 330 К. Роль теплового критерия до конца
еще не выяснена.

Следует отметить, что отсутствие сегрегации в момент зат-
вердевания не гарантирует от появления вторичных выделений при
охлаждении затвердевшего сплава. Для их подавления необходимо
поддерживать скорость охлаждения достаточно высокой во всем
интервале возможных превращений в твердом состоянии [1].

Диаграмма состояний Al-Fe. Расчет твердых фаз методом
псевдопотенциала

Теоретическое изучение термодинамических характеристик
рассмотрим на примере системы Al-Fe при изменении концентра-
ции Fe от 0 до 50% (ат.) и изменении температуры от 0 до 1800 К.
В качестве метода расчета выбран метод псевдопотенциала [21—
23].

Для определения энергетически наиболее выгодной структу-
ры необходимо провести сравнение свободных энергий фаз F, яв-
ляющихся функциями концентрации х второго компонента и тем-
пературы Г.

F(x, Т) = К0(х, Т) - TS(xT).	(1.24)

Здесь Ко — полная внутренняя энергия; S — энтропия.

Энергия состоит из двух вкладов — энергий электронной и
атомной подсистем. Энергия атомной подсистемы, в свою очередь,
может быть разделена на температурно-независящую и темпера-
турно-зависящую части. Последнюю удобно объединить с энтро-
пийным вкладом и записать:

F(x,T) = V(x) + W(xfT)i	(1.25)

где V — не зависящая от температуры составляющая свободной
энергии; W — часть, зависящая от температуры, включающая в
себя и конфигурационный энтропийный вклад \онф:
Зсонф = - [Япх + (1 - х)1п(1 - х)}Кь,	(1.26)

а также колебательную энергию и колебательную энтропию.

Два последних слагаемых могут быть рассчитаны в рамках те-
ории псевдопотенциала через второй момент спектра частот [24].
Энергия V вычисляется с помощью обычных формул метода псев-
допотенциала, обобщенного для сплавов.

В данной работе использовался аппарат, изложенный ранее
[23, 24], поэтому явные выражения для Ки И^здесь не приводятся.
Важным отличием от подхода, изложенного в работе [24], являет-
ся использование идеи о среднем некулоновском потенциале, впер-
вые использованной в работе [25]. Методика опробована при рас-
чете полиморфных превращений в Со [26], где дала хорошие ре-
зультаты. Использован псевдопотенциал Анималу [27].

Результаты расчетов при Т = О К

Алюминий. Алюминий кристаллизуется в ГЦК решетке и не
претерпевает полиморфных превращений. В литературе проводился
расчет разностей полных энергий ГЦК и гипотетической ОЦК мо-
дификаций [28], известна также полуэмпирическая оценка этой
разности 2410 кал/моль [29]. Расхождение нашего расчета (3025
кал/моль) порядка 25%, что значительно лучше, чем в работе [28]
(4370 кал/моль). Более того, поскольку в работе [29] эта величина
оценивалась из косвенных данных, то ее следует рассматривать не
более чем как ориентировочную, поэтому согласие теоретических и
экспериментальных результатов следует признать достаточным. По-
лученная в расчете разность энергий отмечена на рис. 1.5 точкой А.

Соединение FeAl. Кристаллизуется в решетке типа CsCl. Это
соединение наблюдается в эксперименте. В результате расчета ока-
залось, что внутренняя энергия FeAl существенно ниже энергии
чистого алюминия, что согласуется с более высокой температурой
плавления FeAl. Величине внутренней энергии FeAl на рис. 1.5 со-
ответствует точка Б (с учетом выбранного нуля отсчета энергии).

Твердый раствор на базе соединения FeAl. На диаграмме состо-
яний соединение FeAl имеет весьма узкую область гомогенности.
Для целей данной работы было необходимо рассмотреть гипоте-
тические твердые растворы на базе данного соединения и удосто-
вериться в большей выгодности двухфазной области.
Решетка FeAl может быть представлена двумя подрешетками,
в узлах одной из которых расположены атомы алюминия, а в узлах
другой — атомы железа. Предполагалось, что при уменьшении кон-
центрации железа от 50 % (ат.) до 0 “алюминиевая” подрешетка
останется неизменной, тогда как атомы железа и замещающие их
атомы алюминия на “железной” подрешетке располагаются хао-
тически. Зависимость внутренней энергии такого твердого раство-
ра от концентрации показана на рис. 1.5 (кривая 2). При X = 0,5
энергия совпадает с энергией соединения FeAl, а при X = 0 — с
энергией гипотетического алюминия с ОЦК решеткой, рассчи-

танной ранее.

Соединение Al3Fe. Структура соединения Al3Fe изучена плохо.
Известно, что элементарная ячейка является сложной, с большим
числом атомов на элементарную ячейку. Расположение атомов не-
известно. Поэтому предполагалось, что данную решетку можно за-
менить “базовой”, как это иногда делается в полуэмпирических
подходах. В качестве базовой была выбрана решетка типа Cu3Au, в
кот рой кристаллизуются некоторые соединения алюминия с пе-
реходными металлами (Al3Sc, Al3Hf и др.). Результату расчета со-
ответствует точка В на рис. 1.5.

Твердый раствор на базе соединения Al3Fe. Соединение Al3Fe
имеет очень узкую область гомогенности. Как и в случае соедине-
ния FeAl, было необходимо рассмотреть твердые растворы на базе

данного соединения. Структуру со-
единения Al3Fe можно представить
как четыре подрешетки, по узлам
одной из которых распределены
атомы железа, а по узлам трех ос-
тальных атомы алюминия. Предпо-
лагалось, что при уменьшении
концентрации железа от 25% (ат.)
возникает хаотическое размеще-
ние атомов железа и алюминия по
“железной” подрешетке, а при
увеличении концентрации железа
свыше 25% (ат.) — такое же раз-
мещение атомов железа по узлам
трех “алюминиевых” подрешеток.
Таким образом, как и в случае

Рис. 1.5. Энергии фаз Е в
системе Al-Fe
твердых растворов на базе соединения FeAl, предполагалось со-
хранение выделенных подрешеток, характеризующих данное со-
единение. Полученная зависимость энергии данных твердых ра-
створов изображена на рис. 1.5 (кривая 3). При нулевой концентра-
ции эта энергия совпадает с энергией алюминия, имеющего ГЦК
решетку.

Обсуждение результатов. Рассчитаны энергии твердых раство-
ров ГЦК и ОЦК модификаций и энергии растворов на базе со-
единений, генетически связанных с ГЦК и ОЦК решетками (в
условиях стехиометрии они переходят в соединения Al3Fe и FeAl
соответственно).

Результаты расчетов при конечной температуре

Колебательная энергия. Колебательную энергию вычисляли с
использованием шпура динамической матрицы для определения
второго момента спектра фононных частот [30].

Раствор на основе соединения Al3Fe имеет в качестве “базо-
вой” ГЦК решетку, поэтому его колебательная энергия в первом
приближении совпадает с колебательной энергией твердого ра-
створа Alj_xFex при одинаковом содержании железа. В силу этого с
ростом температуры колебательная энергия не влияет на разность
энергий фаз Al3Fe—Alj_xFex. По тем же причинам колебательная
энергия твердого раствора на базе соединения FeAl совпадает с
колебательной энергией твердого ОЦК раствора Alj_xFex. Поэтому
для оценки вклада колебательной энергии в соотношения величин
на рис. 1.5 достаточно рассмотреть изменение колебательных энер-
гий ГЦК и ОЦК твердых растворов.

Соединение FeAl6, возникающее только при неравновесных
условиях охлаждения, является метастабильным. Поэтому в дан-
ной работе оно не рассматривалось.

Результаты расчетов показали, что колебательный вклад в сво-
бодную энергию растет с температурой, причем для ОЦК фазы
несколько быстрее, чем для ГЦК, и уменьшается с ростом кон-
центрации. По абсолютной величине эти энергии составляют при
Т = 1000 К — 7641 и 7343 кал/моль для ОЦК и ГЦК алюминия
соответственно; для твердых ОЦК и ГЦК растворов при той же
температуре при концентрации 50% (ат.) Fe 7246 и 7180 кал/моль
соответственно. Существенно, что разность колебательных вкладов
________________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
относительно мала и слабо зависит от концентрации (несколько
уменьшается с ее ростом). При Т = 1000 К для 10% (ат.) Fe она
составляет всего 248 кал/моль. При концентрации железа до 25%
(ат.) колебательная энергия не оказывает существенного влияния
на конкуренцию фаз. При больших концентрациях ее влияние про-
является в том, что точка пересечения свободных энергий твердых
растворов на базе соединений FeAl и Al3Fe (точка Г на рис. 1.5)
смещается в область меньших концентраций.

Конфигурационная энтропия. Для твердых растворов на базе ОЦК
и ГЦК решеток конфигурационная энтропия вычислялась пообыч-
ней формуле [3]. Соответствующий вклад в свободную энергию
одинаков для обоих типов твердых растворов, и он не оказывает
влияния на разность их свободных энергий. Для твердых растворов
на основе соединения FeAl конфигурационная энтропия отлична
от нуля только для “железной” подрешетки с хаотическим рас-
пределением атомов алюминия и железа. Она вычисляется по фор-
муле, приведенной в работе [3], с соответствующим переопреде-
лением концентрации атомов железа, учитывающим эффектив-
ное увеличение концентрации железа на данной подрешетке. Для
твердых растворов на базе соединения Al3Fe конфигурационная
энтропия отлична от нуля для трех “алюминиевых” подрешеток
для X > 0,25 и “железной” подрешетки для X < 0,25. Для после-
днего случая, например, соответствующая формула имеет вид:

S =-х х ln(4x)+- х! 1п(1 - 4х)

(1.27)

Расчеты свободных энергий в указанных приближениях про-
водились для всех рассмотренных фаз в широком диапазоне тем-
ператур. Расширением решетки пренебрегалось, поскольку нельзя
оценить коэффициенты теплового расширения для использован-
ных гипотетических фаз. Зависимость параметра решетки от кон-
центрации вычислялась по закону Вегарда для атомных объемов.

Результаты расчета. При повышении температуры общая
картина для свободных энергий в основном смещается как целое в
область более низких энергий; кривая 2 смещается несколько бы-
стрее, чем кривые 1 и 3 (см. рис. 1.5).Принципиально новое пове-
дение кривой 3 возникает в области малых концентраций железа:
кривая приобретает локальный максимум и пересекает кривую 7,
в результате чего появляется область, где свободная энергия разу-
29
порядоченного твердого раствора ниже, чем свободная энергия
твердого раствора на базе соединения Al3Fe. Это схематически по-
казано пунктиром на рис. 1 5. Точка Д пересечения кривой 5 с кри-
вой 1 смещается в область более высоких концентраций железа.
При этом общую касательную к кривым 7 и 5 по-прежнему прове-
сти нельзя, т.е. гетерогенная область начинается практически с
нулевых концентраций железа, что согласуется с экспериментом,
поскольку растворимость железа в алюминии ничтожно мала.

Обсудим поведение точки Д. Наличие указанной особенности
связано с разностью конфигурационных энергий твердого раство-
ра на базе соединения FexAllx с ГЦК решеткой (разупорядоченно-
го) и на базе соединения Al3Fe. Действительно, запишем разность
свободных энергий этих фаз:

д/,А1Ее -4 Al1_xFex = xFex _ ^Al^Fe

(1.28)

Точка Д соответствует обращению в нуль, т.е. равенству сво-
бодных энергий указанных твердых растворов. Это же условие удоб-
нее записать как

ГГТВ.р __ ГЛТВ.р = 17КОНф(ТВ.р)_ гконф(тв.р)

Al,_xFex Al3Fe Al,_xFex Al3Fe

(1.29)

Е»конф(тв.р) 1-конф(тв.р)

Здесь *Fe* »rAi3Fe — конфигурационные вклады в сво-
бодную энергию (эти величины отрицательны и входят в выраже-
ние для свободной энергии с дополнительным знаком “минус”).
Уравнение (1.29) и является условием для определения положе-
ния точки Д.

Положение точки Д можно определять непосредственно из рис.
1.5, однако более наглядно представить отдельный рисунок, иллюс-
трирующий соотношение (1.29). На рис. 1.6 жирной линией обозна-

ьгтв.р Г/ТВ.р

чена кривая Fe “	, зависящая от концентрации и не за-

висящая от температуры. Тонкими линиями показаны концентраци-
Е-КОНф Е-КОНф

онные зависимости rA1) Fex rAi3Fe Для различных температур.

Точки пересечения этих кривых с жирной линией определя-
ют концентрационную зависимость точки Д. Результирующая за-
висимость приведена на рис. 1.7, где концентрация дана в весовых
процентах для удобства сравнения с экспериментом.
О

-0,2

-0,4

-0,6

-0,8

2	4	6	8	10 Fe,%(am.)

500 К

600 К

800 К

1000 К

1200 К

1400 К

1600 К

1800 К

Рис. 1.6. Зависимость разности энергии
(Д/)от температуры

2000

1500

1000

500

Рис. 1.7. Зависимость предель-
ной концентрации железа в
алюминии от температуры

Физический смысл рис. 1.7 ясен из обсуждения. Если путем
быстрого охлаждения от высоких температур подавить тенденцию
образования двухфазной области, то концентрация, при которой
происходит пересечение кривых на рис. 1.5, будет соответствовать
предельной концентрации гомогенной области. На рис. 1.7 пред-
ставлена зависимость этой концентрации от температуры закалки.
Таким образом, при закалке от температуры 1000 К можно до-
биться растворимости железа в алюминии - до 6% (по массе), а
при закалке от 1800 К до -10% (по массе) Fe.

1.2.	Методы получения аморфных
и микрокристаллических материалов
в дисперсном состоянии *

Существует большое разнообразие методов получения амор-
фных металлических сплавов (АМС). В соответствии с агрегатным
состоянием исходного материала их можно классифицировать на
три группы:

1)	получение АМС из газовой (паровой) фазы;

2)	получение АМС закалкой из жидкого состояния (ЗЖС);

3)	получение АМС обработкой твердого материала.

Методы первой группы основаны на получении паровой фазы
заданного химического состава и последующей фиксации аморф-
ного состояния. К ним относятся методы вакуумного напыления;
катодного, ионного, магнетронного распыления; химического
осаждения пара и др. Все эти методы позволяют получать тонкие
пленки (толщиной несколько микрометров) и имеют невысокую
производительность. Их целесообразно использовать лишь при на-
несении покрытий.

Подавляющее количество АМС получают методами второй
группы. Их долю в общем объеме производства АМС можно оце-
нить на сегодняшний день как 99%.

К третьей группе относятся методы ионной имплантации
(ИИ), механического легирования порошков, интенсивной сдви-
говой деформации (например, ударной волной) и нейтронного
облучения. Их действие основано на введении дефектов в кристал-
лическую структуру. Например, при ИИ происходит внедрение
посторонних атомов в кристаллическую решетку металла и ее ис-
кажение. При механическом легировании происходит интенсив-
ная взаимная диффузия одновременно с механическим воздей-
ствием. Смесь размолотых порошков заданного состава подверга-
ется дополнительному длительному измельчению, в результате чего
из компонентов образуется сплав с аморфной структурой. Этот
метод перспективен для производства ряда порошковых сплавов.

Из нашей классификации выпали методы электролитическо-
го и химического осаждения АМС из раствора (электролита). Эти
методы пригодны лишь для узкой номенклатуры аморфных спла-
вов (типичный пример Ni-P), имеют низкую производительность
и не используются для производства порошков.

Из всего многообразия методов выделим лишь те, которые
могут быть использованы для производства порошков и волокон
— исходного сырья для композиционных, порошковых материа-
лов и напыленных покрытий. При этом наряду с методами прямо-
го (одностадийного) получения порошков целесообразно рассмот-
реть и многостадийные, например получение аморфной ленты с
последующим ее измельчением.

В данной работе не рассматриваются методы первой группы,
так как они редко используются в порошковой металлургии. По
этой же причине не будут рассмотрены многие методы второй и
третьей групп. Для знакомства с этими методами можно пореко-
мендовать специальную литературу [18—20, 31—40].
Основное внимание уделено методам получения аморфных и
микрокристаллических материалов из расплава, которые обладают
наибольшей производительностью. Здесь следует отметить, что в
г порошковой металлургии накоплен громадный опыт по получе-
нию дисперсных материалов из расплава со скоростью охлажде-
ния 103 • 105 К/с. Дальнейшее совершенствование этих методов при-
водит к повышению скорости охлаждения. Наряду с этим разраба-
тываются и специфические методы быстрого затвердевания рас-
плава. Совокупность всех этих методов позволяет освоить техноло-
гию производства практически любого металлического материала
со сверхвысокими скоростями охлаждения.

Получение аморфных и микрокристаллических материалов
из расплава

Затвердевание расплавленного металла со сверхвысокими (бо-
лее 105 К/с) скоростями охлаждения позволяет с достаточно вы-
сокой производительностью получать практически всю гамму амор-
фных и микрокристаллических материалов. Отвод тепла от затвер-
девающего расплава может осуществляться излучением, конвек-
цией и теплопроводностью. В зависимости от метода получения
реализуется конкретный механизм теплообмена как единствен-
ный (при охлаждении капель расплава в вакууме за счет излуче-
ния), так и комбинированный. В порошковой металлургии в ос-
новном развивались методы распыления, в которых охлаждение
частиц происходит либо излучением, либо конвекцией в сочета-
нии с излучением. При этом для эффективного теплоотвода необ-
ходимо уменьшать размер частиц, что увеличивает отношение пло-
щади поверхности S к массе т или К-объему частиц. Например,
при уменьшении диаметра сферы в 2 раза ее объем уменьшается в
8 раз, тогда как площадь поверхности уменьшается только в 4 раза.
Следовательно, отношение S/ Vвозрастает в два раза. Отсюда сле-
дует, что при сохранении постоянным коэффициента теплообме-
на количество отводимого в единицу времени тепла возрастает,
скорость охлаждения капли расплава увеличивается. Однако полу-
чение капель расплава размером 1—10 мкм представляет сложную
технологическую задачу, поэтому достижение скорости охлажде-
ния на уровне 10б К/с и выше требует специальных методов рас-
пыления.
Как известно из теории теплообмена, наиболее интенсивная
передача тепла возможна в непосредственном контакте расплав-
ленного металла с теплоотводящей твердой подложкой. При пере-
даче тепла теплопроводностью возможно достижение скоростей
охлаждения до 108 и даже 1010 К/с. Эти методы в порошковой ме-
таллургии ранее не использовались. Проблема состоит в получе-
нии пригодных для дальнейшего компактирования порошков с
необходимыми физическими и технологическими свойствами.

Затвердевание расплава в контакте с теплоотводящей
подложкой

Метод выстреливания капли расплава на теплоотводящую под-
ложку (холодильник). Предложенный в 1960 г. Дювезом, Вилленсом
и Клементом метод выстреливания (метод ружья, метод пушки,
метод ударной трубки — gun method) остается важным научным

инструментом, так как дает наивысшую скорость охлаждения рас-
плава. Сущность метода состоит в том, что капля расплавленного
металла выстреливается с большой скоростью на теплоотводящую
подложку. В полете капля дробится на еще более мелкие капельки
со средним размером 1—50 мкм. Наличие мелких капель, летящих
с околозвуковой скоростью на подложку специальной формы, по-
зволяет получать в самых тонких участках образующейся пленки
скорость охлаждения до 108— 1010 К/с. [13]. Схема установки пока-
зана на рис. 1.8, а.

Небольшую навеску исследуемого материала 1 расплавляют

в тигле с отверстием в донной
части 2 Для плавления исполь-
зуют как печи сопротивления,
так и индукционный нагрев 3.
Продувкой с помощью инерт-
ного газа (Аг, Не) в печи со-
здается защитная атмосфера.
Ударная волна образуется в ре-

Рис. 1.8. Схема (а) и конструкция
(б) установки для выстреливания
капли расплава
______________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
зультате резкого повышения давления в камере 4 и в тигле. В са?лых
первых установках для выстреливания использовалась энергия по-
роховых газов обычного пистолета. В последующем для получения
ударной волны применяли сжатый газ (аргон), который при дос-
тижении необходимого давления разрывает мембрану 5 и выталки-
вает каплю расплава из тигля. Возможна замена мембраны быстро-
действующим электромагнитным клапаном. Давление газа, необ-
ходимое для выстреливания, составляет 1,5—7,0 МПа и зависит от
размера отверстия в тигле, вязкости и поверхностного натяжения
расплава. Дробление капли расплава при вылете из отверстия в
тигле зависит от параметров ударной волны, а также от формы
донного отверстия. Для уменьшения диаметра образующихся ка-
пель, а в конечном счете для повышения скорости охлаждения,
можно увеличить отношение длины отверстия в тигле к его диа-
метру (l/d). Начальная скорость движения капель составляет
~ 300 м/с. Ударяясь о поверхность холодильника 6, капли расплю-
щиваются и затвердевают со сверхвысокими скоростями охлажде-
ния. Разогнать каплю расплавленного металла до звуковых скорос-
тей можно и другими методами, например катапультированием
[20]. Скорость охлаждения в этом случае меньше, чем при выстре-
ливании, так как капля не дробится на мелкие частицы и полу-
ченная пленка имеет большую толщину. Обычно тонкие пленки,
образующиеся из отдельных капелек, свариваются между собой и
формируется один образец площадью несколько квадратных сан-
тиметров. Образец имеет неправильную форму с рваными краями,
толщина в различных участках неодинакова (10—100 мкм). В от-
дельных участках образца толщина уменьшается до десятых и со-
тых долей микрометра. Эти участки пригодны без дополнительной
обработки для просвечивающей электронной микроскопии.

Теплоотводящую подложку — холодильник обычно изготав-
ливают из меди. На скорость охлаждения существенно влияет со-
стояние поверхности холодильника: чистота обработки, отсутствие
оксидов и загрязнений. Капли могут выстреливаться перпендику-
лярно либо под острым углом к поверхности холодильника. Наи-
больший эффект достигается при использовании холодильника
специальной конфигурации (рис. 1.8,6). Используют также вра-
щающиеся подложки, например цилиндрической формы, для
уменьшения толщины получаемой пленки.

Дальнейшее повышение скорости охлаждения при использо-
2*	35
вании данного метода связано с улучшением теплового контакта
между расплавом и холодильником. Этого удается добиться, поме-
стив все устройство в вакуум. Удаление кислорода из установки
предотвращает окисление расплава. Кроме того, вакуумирование
приводит к удалению адсорбированных на подложке газов, ухуд-
шающих теплопередачу от расплава к холодильнику.

Недостаток рассматриваемого метода — чрезвычайно низкая
производительность, поэтому его использование целесообразно
лишь для сплавов, получение которых другими методами затруд-
нено или невозможно. Образцы, полученные методом выстрелива-
ния расплава, удобны для исследований структуры, но определе-
ние их механических и физических свойств практически невоз-
можно.

Метод молота и наковальни (метод "схлопывания ”). Суть ме-
тода заключается в том, что жидкую каплю расплавленного ме-
талла с помощью двух теплоотводящих пластин расплющивают в
тонкую пленку. Различают две разновидности метода: когда дви-
жется одна пластина (метод молота и наковальни) и когда дви-
жутся обе пластины навстречу друг другу (метод двойного молота).

С помощью метода молота и наковальни или метода двойного
молота можно получить фольгу равномерной толщины. При этом
возможны замеры физических свойств на закаленных сплавах. Вы-
сокая кинетическая энергия молота способствует хорошему кон-
такту с подложкой, но она же может приводить к деформации
образца после затвердевания. Чем больше масса исходного образ-
ца, тем больше толщина фольги, но для достижения толщины
менее 50 мкм требуется тщательная регулировка.

Впервые такая установка описана И.С. Мирошниченко и
И.В. Салли. Схема метода приведена на рис. 1.9 [20].

Рис. 1.9. Установка для расплю-
щивания капли расплава:

1 — плавильная печь; 2 — мед-
ные пластины; 3 — контактное
устройство; 4 — магнитный
пускатель; 5 — сердечник; 6 —
гибкие тяги; 7 — пружины
Этот метод в настоящее время используют ограниченно, так
как появились высокопроизводительные методы получения лен-
ты, проволоки и другой продукции.

Для исследовательских целей пригодна новая модификация
[42, с. 140—146] метода молота и наковальни для изготовления об-
разцов сплавов на основе тугоплавких металлов, многие из кото-
рых имеют температуру плавления до 2300 К. Суть метода заклю-
чается в расплющивании небольшой капли расплава, полученной
дуговой плавкой в толстом медном тигле, быстро двигающимся
медным молотом.

Использование светового луча позволяет проводить плавку в
вакууме, нагревая металл через стекло гляделки. Источник света
мощностью 3 кВт дает возможность получать температуру до 3273
К. Полученная капля расплава расплющивается медными пластин-
ками [43].

В другой модификации установки охлаждающие пластины
заменены дисками, которые приводятся в движение сжатым га-
зом, поступающим из баллона. Необходимое давление газа созда-
ется в наполнительной емкости, расположенной между редукто-
ром и электропневматическим клапаном. После включения элекг-
ропневматического клапана сжатый газ, расширяясь, приводит в
движение медные диски, которые сближаются с большой скорос-
тью и расплющивают жидкую каплю в пленку. Движение дисков
может осуществляться также с помощью электромагнитов. Тол-
щина получаемых пленок зависит от скорости движения дисков,
качества подгонки и одновременности их встречи с жидкой кап-
лей. Во избежание образования перекоса предусмотрена самоцен-
тровка дисков [44].

Дальнейшим совершенствованием метода является плавка
образцов во взвешенном состоянии и проведение всего процесса
получения быстроохлажденных пленок в вакууме или инертной
среде [31].

Спиннингование расплава (литье расплава на внешнюю поверх-
ность вращающегося диска). Запатентованный в 1958 г. метод Понда
развился в несколько технологических вариантов, один из кото-
рых — спиннингование расплава. Метод литья расплава на повер-
хность вращающегося диска разрабатывается для получения амор-
фной ленты. Но, как оказалось впоследствии, с его помощью можно
при целенаправленных условиях получать и порошок. В то же вре-
мя тонкую и узкую (менее 1 мм) ленту в ряде случаев можно ис-
пользовать наряду с волокном и проволокой. Таким образом, ме-

тод позволяет получать исходную продукцию для порошковых и
композиционных материалов. При промышленном производстве
ленты неизбежны потери в виде брака ленты по геометрическим
размерам и некоторым свойствам. Эта лента тоже может быть ис-

пользована, но уже после размола в виде порошка.

Общая схема метода показана на рис. 1.10, а [31].

б

Рис. 1.10. Получение ленты мето-
дом спиннингования — литья
струи расплава на внешнюю по-
верхность вращающегося диска:
а — схема формирования ленты;
б — установка для спиннингова-
ния расплава;

1 — тигель с расплавом; 2 — на-
греватель; 3 — диск-холодильник;
4 — получаемая лента

Расплавленный металл выталкивается через тонкий капил-
ляр инертным газом на поверхность вращающегося с высокой
скоростью диска-холодильника и затвердевает на ней в виде тон-
кой ленты. Под действием центробежной силы лента отрывается
от диска и попадает в сборник. Возможно ее сматывание в рулон с
помощью специальных приспособлений. Этот метод в различных
модификациях использовался как в СССР, так и за рубежом для
исследовательских целей и для промышленного получения амор-
фной ленты из различных сплавов. Рассмотрим процесс получения
ленты более подробно.

Показанная на рис. 1.10, б [31] установка работает следую-
щим образом. Навеску исследуемого материала помещают в квар-
цевый тигель и расплавляют с помощью индуктора. Внешняя часть
тигля соединена с системой подачи инертного газа высокого дав-
ления, а нижняя сделана в виде капилляра. После расплавления
металла создается необходимое давление газа в тигле и расплав
выдавливается в виде тонкой (доли миллиметра) струйки на вра-
щающийся с высокой скоростью диск. Обычно диск выполнен из
меди, медных сплавов или стали, имеет диаметр от 75 мм до 1 м и
окружную скорость на поверхности 10—80 м/с. Струя расплава зат-
вердевает с высокой скоростью на кромке диска, в результате об-
38
___________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
разуется непрерывная лента толщиной в несколько десятков мик-
рометров. Ширина образующейся ленты зависит от ширины ка-
пилляра в дне тигля. Все устройство может быть помещено в ваку-
умную камеру с регулируемым в широких пределах давлением газа.

Как показали исследования, малая вязкость расплавленных
металлов в перегретом состоянии (я ~ 10-2 Па • с) и небольшая
протяженность области контакта расплава с диском (/ ~ 0,1 см)
приводят к высоким значениям критерия Рейнольдса, что соот-
ветствует развитому турбулентному режиму течения на кромке диска
в области контакта и соответственно высокой температуропровод-
ности. Такой турбулентный поток твердеет без перехода к волно-
вому и ламинарному режимам течения на пути, равном 1 см, за
время не более 1 мс. Скорость охлаждения при этом достигает и
даже превосходит 106 К/с. В области контакта вследствие турбулен-
тности происходит возмущение потока, причем существует нор-
мальная к поверхности расплава вблизи диска составляющая пуль-
сационной скорости (рис. 1.10, а), верхний предел которой можно
оценить как:

0р = ^д- t^sine ,	(1.30)

где 0д — окружная скорость диска; — скорость струи расплава;
0 — угол падения струи.

Составляющая пульсационной скорости 0р обусловливает
наличие потока импульса Р на свободную поверхность расплава,
который, как видно из рис. 1.10, равен:

Р = р(0pcos0)2,	(1.31)

где р — плотность расплава. Со стороны поверхности при этом дей-
ствует сила лапласова давления c/R, зависящая от величины по-
верхностного натяжения расплава о и радиуса кривизны поверх-
ности R. Течение расплава • будет геометрически устойчиво при
соблюдении условий:

Р = ргЯд2(1 — sinet^/t^cos2©^ c/R .	(1.32)

При нарушении этого условия поток импульса пульсацион-
ной скорости прорывает поверхность и происходит разбрызгива-
ние расплава.
Главной задачей является получение ленты в аморфном со-
стоянии, поэтому необходимо обеспечить скорость охлаждения
расплава не ниже 106 К/с. Эта задача решается различными спосо-
бами — улучшением теплового контакта расплава на диске, умень-
шением толщины получаемой ленты за счет высокой скорости
вращения диска и ограниченной подачи расплава в зону контакта.

Улучшение теплового контакта достигается за счет подбора
материала диска и удалением адсорбированных газов с поверхно-
сти диска. Оптимальные условия определяются экспериментально
для каждого сплава.

Увеличение протяженности контакта затвердевающего мате-
риала с диском можно осуществить, уменьшив центробежную силу,
срывающую ленту с диска, за счет уменьшения угловой скорости
вращения.

Но при этом либо снижается производительность процесса,
либо увеличивается толщина ленты, что снижает скорость охлаж-
дения. Избежать этого можно за счет увеличения диаметра диска,
что приводит к усложнению конструкции установки. Запатентован
метод, в котором затвердевающая лента задерживается на поверх-
ности диска с помощью специальных приспособлений, движущихся
в том же направлении, что и диск, с одинаковой скоростью ремня
из расплава меди с бериллием (рис. 1.11) или газовых струй, при-
жимающих ленту к диску.

Расплав	Расплав

Рис. 1.11. Устройство для
увеличения времени кон-
такта затвердевающей лен-
ты с диском:

а — использование газовых
струй; б — применение
прижимного ремня;

1 — лента; 2 — прижимной
ремень

При этом не только происходит полное затвердевание ленты,
но и гарантируется ее охлаждение до заданной температуры. Боль-

шое значение имеет угол подачи струи расплава на диск, опти-
мизация которого приводит к увеличению протяженности контакта
без всяких дополнительных устройств.

Область контакта диска с расплавом исследована с помощью
____________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
скоростной фотографии [45]. Толщина получаемой ленты зависит
от времени затвердевания (т) расплавленного металла, находяще-
гося в области контакта расплава и диска (см. рис. 1.10). Это время
прямо пропорционально длине / так называемой “лужи” (ванны)
расплава на диске и обратно пропорционально окружной скорости
подложки гЯ — поверхности диска:

г = //^д.

(1.33)

Ширина получаемой ленты при использовании одиночного
цилиндрического капилляра (форсунки) ограничена нескольки-
ми миллиметрами, а для успешного конкурирования с кристалли-
ческими сплавами необходима в ряде случаев широкая лента. Для
ее получения предложено использовать щелевую форсунку. С по-
мощью такой форсунки фирмой “Элайд Кемикл” (США) нала-
жено производство ленты шириной 80 мм и выше. В Японии полу-
чают ленту шириной 100 мм постоянной толщины (25 мкм) из
расплава Fe82Bl2P4C2. Для обеспечения высокого качества темпера-
тура расплава поддерживается с точностью ±5 градусов, скорость
вращения диска ±3 об/мин. При этом используют датчик толщины
ленты на диске и датчик температуры диска. Применяют также
комбинацию близко расположенных капилляров, но для получе-
ния широкой сплошной ленты необходимо строго синхронизиро-
вать процесс слияния тонких струек расплава.

Изучено влияние материала диска на время нахождения зат-
вердевающей ленты на вращающейся поверхности [46]. При диа-
метре диска 300 мм скорости вращения составляют 1000—4000
об/мин, д ля сплава Fe40Ni40Pl6B4 протяженность контакта твердой
ленты с диском составляла 20 мм на медном диске, 200 мм на
стальном и была неограниченной (прилипала) на диске из корро-
зионностойкой (нержавеющей) стали. Увеличение длины контак-
та происходит при уменьшении теплопроводности диска. Однако
для других расплавленных металлов эта зависимость не соблюдает-
ся. Так, для сплава Ni-Sn наибольшая протяженность контакта на-
блюдается при использовании медного диска.

Проведены прямые измерения температуры затвердевающей
ленты с помощью скоростной фотографии. Температуру опреде-
лили по яркости изображения на специально проградуированной
фотопленке. Время выдержки при фотографировании составляло
[47] 1/2000 с. Эксперимент проводили на воздухе с использовани-
ем стального диска диаметром 150 мм. Установлено, что на одина-
ковом расстоянии от точки падения струи расплава на диск темпе-
ратура ленты тем ниже, чем выше скорость вращения диска. Дру-
гими словами, при высокой скорости вращения диска лента ох-
лаждается значительно быстрее. Это объясняется меньшей толщи-
ной ленты при высокой скорости перемещения поверхности ох-
лаждения. Например, для сплава Нимоник 80А толщина ленты при
скорости вращения диска 1250 об/мин составляет 120 мкм, а при
скорости 3000 об/мин равна 50 мкм. Соответственно скорости ох-
лаждения 4 • 104 К/с и 1,5 • 105К/с (определены экспериментально
по яркости изображения). В последнее время для исследования
температурного поля используют тепловизоры.

Учет различных факторов (скорости вращения диска, давле-
ния газа, обработки поверхности диска и др.) позволяет оптими-
зировать процесс получения ленты с заданными свойствами. На-
пример, для сплава Fe8l 5Bl4 5Si3Cl рекомендовано использовать мед-
ный диск с добавкой 1% Сг, вращающийся со скоростью 15 м/с;
диаметр сопла 0,64 мм; давление газа д ля продавливания расплава
~2 • 104 Па. При этом получается качественная аморфная лента тол-
щиной 35 мкм. Дальнейшее совершенствование метода литья рас-
плава на внешнюю поверхность вращающегося цилиндра (диска)
привело к созданию композиционных материалов. Получен амор-
фный композиционный материал в виде ленты,состоящей из двух
аморфных сплавов [48] (Ni075Fe0 25)88Si8B4 и Pd80Si20, а также амор- '
фно-кристаллическая лента, состоящая из аморфного сплава
(Ni0 75Fe0 25)88Si8B4 и фосфористой бронзы. Для получения компо-
зиционной ленты применяют специальную установку. Два сплава
плавят в отдельных тиглях из кварца, затем расплав выдавливается
из них на диск диаметром 200 мм (рис. 1.12, а) [49], вращающий-
ся со скоростью 2500 об/мин. Вначале выдавливается расплав из
тигля I и затвердевает на поверхности диска. На образующуюся
ленту выдавливается расплав из тигля II.

Скорость охлаждения первого слоя, прилегающего к диску,
выше, чем второго. Чрезвычайно важно правильно подобрать рас-
стояние между двумя тиглями (капиллярами) и параметры исте-
чения расплава. Оптимальными для данных композиционных ма-
териалов являются следующие параметры: зазор между соплом тигля
и поверхностью диска 0,1— 0,5 мм, расстояние между соплами 20—
42
Теория и технология получения быстрозакаленных материалов

25 мм. Последовательность затвердевания следующая: для получе-
ния аморфного композиционного материала на широкую ленту
(17 мм) из сплава на основе никеля наносят узкую (2 мм) ленту
из сплава Pd80Si20. В аморфно-кристаллическом композиционном
материале на узкую (3 мм) ленту фосфористой бронзы из второго
тигля наносят ленту аморфного никелевого сплава шириной 10 мм.
Температура первого слоя ленты в момент контакта со струей рас-
плава из второго тигля не должна превышать температуру затверде-
вания второго сплава (образующего верхний слой композицион-
ной ленты). Температуру ленты можно определить из уравнения:



(1.34)

где Тд — температура поверхности диска; Тж — температура рас-
плава; р — плотность сплава; h — коэффициент теплоотдачи; d —
толщина ленты; т — время охлаждения на диске (с момента эжек-
ции); сж— удельная теплоемкость.

Рис. 1.12. Получение аморфной двухслойной ленты а и порошка б

Методом литья струи расплава на диск получают и частицы,
пригодные для использования в порошковой металлургии. Для этого
используют специальный диск с рифленой поверхностью (рис.
1.12, б) [50]. Диаметр диска (барабана) 200 мм, скорость враще-
ния 10—100 м/с, расстояние между выходным отверстием сопла и
поверхностью барабана 6—25 мм, угол между направлением струи
расплава и касательной к поверхности барабана в точке падения
43
струи 80—90°. Способ позволяет получать размер частиц (0,8—
1,5)х(1,3—2,0)х(0,02—0,04) мм со скоростью охлаждения 105 К/с.
Таким образом, метод спиннингования расплава широко распро-
странен, благодаря достаточно высокой производительности (де-
сятки килограммов за одну плавку) и в основном обеспечивает
существующие потребности в аморфной ленте. Дальнейшее его раз-
витие тесно связано с увеличением ширины получаемой ленты до
ширины серийного катаного листа из трансформаторной стали
(около 1 м). В этом случае возможности сбыта ленты резко увели-
чиваются. Другое перспективное направление развития — получе-
ние микрокристаллических материалов как в виде ленты, полосы,
фольги, так и в виде порошка, полученного размолом ленты. Для
создания нового поколения промышленных установок требуется
решить ряд проблем, как теоретических (устойчивость струи рас-
плавленного металла, выбор материалов и др.), так и технических
(стойкость сопла, стабилизация размеров ленты, управление про-
цессом, сбор готовой продукции и Т.Д.).

Ниже будут рассмотрены некоторые технологические схемы
получения аморфных и микрокристаллических материалов с ис-
пользованием размола ленты.

Получение аморфных и микрокристаллических порошков раз-
молом ленты нашло промышленное применение. Например, фир-
ма “Элайд-Сигнал” (США) использует опытно-промышленную
установку [51] для получения методом спиннингования с последу-
ющей переработкой в порошок ленты из алюминиевых сплавов.
Полученные методами порошковой металлургии заготовки мас-
сой от 90 до 453 кг затем перерабатывают в изделия. Производи-
тельность линии составляет 112 т заготовок в год.

Получение порошков, волокон и ленты методом высокоскорост-
ного затвердевания расплава (ВЗР). Метод ВЗР подробно рассмот-
рен в п. 1.3. Основное его отличие от метода литья расплава на диск
заключается в том, что расплавленный металл находится в сво-
бодном состоянии в тигле (вытягивание, экстракция расплава из
тигля) под диском или в подвешенной капле над диском (вытяги-
вание расплава из капли).

При этом нет необходимости использовать капилляры, что
дает возможность получать тугоплавкие материалы (вплоть до раз-
личных керамик) и реакционно-активные металлы (титан, цир-
коний и другие). В последнее время получила распространение еще
44
___________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
одна модификация метода — боковая подача, или метод перелива
расплава [52].

Прокатка расплавленного металла. Подача капли или струи
расплавленного металла в зазор между двумя вращающимися на-
встречу друг другу роликами (валками) позволяет получать ленту
и чешуйчатый порошок.

Для повышения скорости охлаждения при затвердевании же-
лательно, чтобы расплав попал точно в зазор между валками. Не-
обходимо, чтобы эти валки были очень твердыми для долговечно-
сти и очень точно механически обработаны для равномерности
получаемого изделия. Обычно их изготавливают из закаленной стали
или покрывают толстым слоем хромированного покрытия.

На рис. 1.13 [20] приведена схема экспериментальной уста-
новки для получения тонкой ленты с помощью валков-кристал-
лизаторов. Небольшая навеска металла плавится в печи сопротив-
ления 1. Струя гелия, подаваемая из баллона 2, проходит через
плавильную печь и входит в зазор между валками-кристаллизато-
рами 3, что создает нейтральную атмосферу на пути получения
ленты. После расплавления жидкий металл падает на дно печи,
закрывает собой нижнее отверстие 4 и удерживается в этом поло-
жении благодаря поверхностному натяжению. Во избежание даль-
нейшего повышения давления в печи подача гелия временно пре-
кращается. По истечении примерно 30 с гелий снова вводят в печь,
но уже при более высоком давлении (около 0,6 МПа). В результате
расплавленный металл выдавливается в зазор между валками-кри-
сталлизаторами.

Рис. 1.13. Установка для прокатки расплава в валках:
а — получение ленты; б — получение порошков
При диаметре валков 100 мм и скорости их вращения 3000
об/мин скорость выхода ленты составляет 15 м/с. Вышедшая из
валков лента попадает в сосуд с жидким азотом 5, что позволяет
предотвращать распад метастабильных фаз при охлаждении ленты
в твердом состоянии. Толщина получаемой на этой установке лен-
ты 30—50 мкм.

Метод прокатки расплава широко используется в Японии,
США и других странах. Распространение метода вызвано перспек-
тивностью его промышленного применения для получения глад-
кой высококачественной ленты и листа из расплава, несмотря на
сравнительно невысокую скорость охлаждения (~ 105К/с). Уже су-
ществуют промышленные установки для получения аморфных и
микрокристаллических материалов этим методом. Ширина полу-
чаемой ленты достигает 300 мм и более.

Изучение процессов, происходящих при прокатке расплава,
позволило прогнозировать толщину ленты и скорость охлаждения.
В последние годы расширились возможности метода — путем под-
бора технологических режимов и оснастки удалось получить ком-
позиционные двухслойные материалы и аморфные порошки [49].
Например, подачу двух расплавов (состава Ni59Fe19Si8Bl4 и Pd80Si20)
производят выдавливанием из двух тиглей, расположенных под
небольшим углом друг к другу. Наиболее важными параметрами,
определяющими условия аморфного композиционного материала
из двух аморфных слоев, являются толщина лент и расстояние от
места попадания расплава на валок до места соединения двух лент.
Эти условия изменяются в зависимости от диаметра валков, ско-
рости их вращения, давления газа в тигле, температуры расплава
и т.д. В результате исследования полученного композиционного
материала выявлены аморфная структура составляющих слоев и
резко выраженный переход от одного слоя к другому. Отмечается
высокая механическая прочность соединения слоев. Для получе-
ния порошков прокаткой расплава выбирают также режимы, при
которых скорость подачи расплава недостаточна для получения
сплошной ленты. Получены в аморфном состоянии порошки спла-
BOB Ni,5Si8B17, Со72 5Si12B15, Fe75Sil0B15 и другие [53].

При этом два валка диаметром 80 мм и шириной 30 мм вра-
щаются со скоростью 5000—10000 об/мин; зазор между валками
0,1—0,3 мм. Металл плавится в кварцевом тигле 1 с выходным
диаметром капилляра 0,3 мм, а затем выдавливается аргоном (из-
46
___________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
быточное давление 0,05—0,3 МПа). Поверхность валков 2, сопри-
касающаяся с расплавом, покрыта графитовой смазкой. Получаю-
щийся порошок охлаждается в валках со скоростью порядка 105 К/с,
а затем попадает для дальнейшего охлаждения в охлаждающую жид-
кость 3 (например, в воду) либо на вращающийся диск 4 (рис.
1.13, б). Установлены зависимости размера получаемых частиц от
скорости вращения валков, давления газа в тигле, зазора между
валками. Выход аморфной фракции сравнительно невелик и умень-
шается с 80% для порошка с размером частиц < 50 мкм до 50% и
менее при увеличении размера частиц свыше 100 мкм.

Литье струи расплавленного металла на внутреннюю поверх-
ность вращающегося цилиндра (метод центробежной закалки). Это
метод был разработан специально для получения однородных во-
локон, пригодных к определению физических и механических
свойств. Расплав выдавливается через тонкое отверстие в тигле и
приводится в контакт с внутренней поверхностью вращающегося
цилиндра. Радиальное ускорение способствует хорошему теплово-
му контакту между расплавом и холодильником.

Для лучшего отделения полученной ленты или волокна ис-
пользуют подложки из фольги. Толщина и ширина получаемых
образцов регулируется изменением геометрии отверстия, давле-
нием выталкивания расплава, скоростью вращения и диаметром
цилиндра, температурой расплава.

Вакуумное устройство для осуществления этого метода со ско-
ростью охлаждения ~106 К/с показано на рис. 1.14, а [54]. Установ-
ка состоит из двух частей: вакуумной камеры 7, где размещено
нагревательное устройство 2, в котором исследуемый материал 3
нагревается до заданной температуры и охлаждающего устройства,
представляющего собой массивный полый медный цилиндр 4,
посаженный на вал электродвигателя 5. Скорость вращения ци-
линдра до 8000 об/мин. Толщина получаемых образцов 10—25 мкм.
Недостатком данной установки является отсутствие механизма тон-
кого осевого перемещения тигля с расплавом, в результате чего
при увеличении навески более 50 мг происходит наслаивание пос-
ледующих порций расплава на предыдущие.

Для получения ленты длиной в несколько метров отверстие,
из которого выдавливают струю металла, быстро перемещается па-
раллельно оси вращения цилиндра. В результате получается спи-
раль из ленты. Скорость вращения цилиндра 5000—10000 об/мин,
толщина получаемой ленты 20—40 мкм и менее. Разработаны уст-
ройства для непрерывного получения ленты литьем расплава на
внутреннюю поверхность цилиндра. Например, внутрь цилиндра
[42] вводят систему роликов, которые выводят образующуюся ленту
наружу (рис. 1.14,6). В этом случае диаметр цилиндра намного боль-
ше, чем при литье отрезка ленты. При внутреннем диаметре 60 см
и скорости вращения около 900 об/мин получена аморфная лента
толщиной 46 мкм и шириной 2 мм из сплава Fe38Ni39P14B6Al3. Про-
изводительность около 1700 м/мин.

Рис. 1.14. Литье расплава на внутреннюю поверхность диска

Для упрощения съема ленты внутреннюю поверхность ци-
линдра делают наклонной по отношению к оси вращения (см. рис.
1.14, б). В настоящее время этот метод литья расплава используют
сравнительно редко.

Интересные результаты получаются при использовании дис-
ков со специальной внутренней полостью, заполненной жидко-
стью (например, водой). В этом случае тонкая струя расплава вы-
давливается через сопло во вращающийся вместе с диском слой
воды. Затвердевание происходит с меньшей скоростью, чем при
контакте непосредственно с диском, но преимущество метода — в
возможности получения проволоки круглого сечения из трудноде-
формируемых материалов. Подбором состава сплава и охлаждаю-
щей жидкости можно добиться подавления кристаллизации и об-
разования аморфного состояния. Изменяя технологические режи-
мы этим же методом, можно получить порошок в аморфном или
микрокристаллическом состоянии. Диаметр диска в этом методе
достигает 1 м и даже более. Проволоку можно использовать для
армирования композиционных материалов и других целей [55].
Изменение технологических режимов позволяет получать и амор-
48
__________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
фные порошки этим методом. Например, в работе [56] описана
установка для получения аморфного сплава Fe40Ni40B20 распылени-
ем тонкой струи расплава во вращающийся слой воды. Исследова-
но влияние различных факторов, в том числе температуры охлаж-
дающей жидкости, на процесс затвердевания и охлаждения. Ско-
рость охлаждения оценивается в 105— 106К/с для порошков с раз-
мером частиц менее 100 мкм. Выход аморфной фракции достигает
80%.

Получение волокон конвективным охлаждением

Охлаждение тонкой струи расплавленного металла в газовой
или жидкой среде позволяет при определенных условиях получить
металлическое волокно. Чем тоньше диаметр волокон, тем выше
скорость охлаждения. Формирование тонких волокон в сочетании
с интенсивным охлаждением приводит к образованию аморфной
или микрокристаллической структуры. Одним из способов осуще-
ствления данной идеи является описанный выше метод литья рас-
плава во вращающийся слой воды. Потребность современной тех-
ники в волокнах и микропроволоке привела к разработке и других
методов.

Экструзия расплава. Методом экструзии расплава через капил-
ляр можно получать нити (волокна) большой длины. Волокна из
полимерных материалов и из расплавов стекла легко получают
охлаждением струи жидкого материала в связи с его высокой вяз-
костью и низким поверхностным натяжением. Получение таким
же способом волокон из металлических расплавов с низкой вязко-
стью и высокой поверхностной свободной энергией значительно
сложнее.

В научных исследованиях рассмотрены основные принципы и
технология процесса экструзии применительно к металлическим
расплавам. Отмечается, что волокна имеют гладкую поверхность,
близкую к идеальной, а также повышенную прочность. Можно
получать как микрокристаллические, так и аморфные волокна.
Схема экспериментальной установки показана на рис. 1.15 [57].

Тигель (контейнер) 1 установлен в камере 2, образованной
цилиндром из кварца, закрытым сверху медной плитой, а снизу —
плитой из нитрида бора, стянутый болтами. В верхней плите име-
ются два отверстия: одно для измерения температуры расплава с
помощью оптического пирометра 3, другое — для подачи инерт-
ного газа под давлением, обеспечивающим экструзию.

Камера с контейнером подвешена под резервуаром с охлаж-

дающей жидкостью, так что уровень его зеркала находится на рас-

Рис. 1.15. Экструзия в воду

стоянии 0,2 см от нижней плиты ка-
меры. Пространство между матрицей
и зеркалом охлаждающей жидкости
ограничено стенками цилиндра, при-
крепленного к нижней Плите и час-
тично погруженного в жидкость. По-
лость этого цилиндра может быть либо
вакуумирована, либо заполнена инер-
тным или другим газом, способству-
ющим образованию стабилизирую-
щей пленки на поверхности нити.
Внутри резервуара 4 с охлаждающей
жидкостью 5 установлена вертикаль-
но труба 6, ось которой совпадает с
осью матрицы. Верхний конец ее на-

ходится ниже нижнего края цилиндра, образующего полость с

вакуумом или газом, а нижний конец пропущен через отверстие в
дне резервуара и находится внутри сливного бачка 7, откуда жид-
кость через теплообменник вновь перекачивается в основной ре-
зервуар. Над верхней горловиной трубы находится спрейерное коль-
цо 8, откуда жидкость под давлением тонкими струями направля-
ется в горловину трубы. Температура охлаждающей жидкости регу-
лируется с большой точностью, и ее выбирают таким образом,
чтобы у поверхности нити, экструдируемой в жидкость через по-
лость с газом или вакуумом, образовался режим зародышевого
кипения. Выбор типа охлаждающей жидкости и ее температуры
зависит от тепловой мощности струи металла. Желательно, чтобы
жидкость обладала высокой плотностью, теплоемкостью, тепло-
той испарения, низкой вязкостью, невоспламеняемостью, была
нетоксичной и прозрачной. Для экструзии металлов с температу-
рой плавления до 700°С (например, Al, Zn, Pb, Sn, Bi и др.) удов-
летворительной охлаждающей жидкостью является вода, при тем-
пературе плавления 700—1000рС в качестве охлаждающей жидко-
сти может быть использован 23%-ный водный раствор NaCl при
комнатной температуре, а для металлов, имеющих точку плавле-
__________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
ния в интервале 1000—1800’С, рекомендуется 21,6%-ный раствор
MgCl2npn ЗЗ’С и 51%-ный водный раствор ZnCl2 при 62°С.

Процесс экструдирования происходит следующим образом. В
контейнер загружают материал и разогревают с помощью индук-
тора (внутри которого находится камера с контейнером) до тем-
пературы плавления. Когда температура расплава поднимается выше
точки плавления на 50—100рС, в контейнере создают избыточное
давление инертного газа 70—140 кПа или такое, при котором ско-
рость истечения металла из матрицы достигает необходимой (по-
рядка 2 м/с) величины. Пройдя полость с вакуумом или опреде-
ленной атмосферой, струя попадает в трубу, по которой движется
с такой же скоростью охлаждающая жидкость, и затвердевает.
Структура поверхностных слоев нити зависит от температуры рас-
плава в контейнере и давления инертного газа над его зеркалом.

Разработана модель процесса. Скорость охлаждения в зависи-
мости от режимов меняется в интервале 103—105 К/с. В аморфном
состоянии получен сплав на основе системы Fe-Ni-Cr-P-B.

Основными недостатками процесса экструзии расплава явля-
ются нестабильность струи и необходимость использования спе-
циальных капилляров, что ограничивает возможности метода. Для
промышленного использования метода принципиально важным
становится вопрос о сборе получаемого волокна.

Исследован и осуществлен процесс высокоскоростной намот-
ки волокон, получаемых из расплавов. Сложность задачи предоп-
ределялась высокой прочностью волокон, требующей достаточно
большого натяжения при намотке, высокими инерционными и
центробежными силами и ничтожно малым напряжением, разру-
шающим волокно на участке затвердевания.

Вытягивание расплава в оболочке (метод Улитовского—Тейло-
ра). Метод Улитовского—Тейлора [58] заключается в вытягивании
вниз расплавленного металла, содержащегося первоначально внутри
герметичной кварцевой трубки, до очень тонкого волокна. Рас-
плавленное металлическое волокно, содержащееся внутри тонкой
кварцевой оболочки, затем охлаждается и кристаллизуется за счет
радиации и конвекции при отделении от источника тепла. Ско-
рость охлаждения зависит от диаметра, до которого эта кварцевая
трубка вытягивается, от исходной температуры расплава и степе-
ни конвекции.

Навеску металла, необходимую для получения микропрово-
да, помещают в стеклянную трубку 1 с оттянутым концом и вме-
сте с последней вводят в индуктор высокочастотной установки 3
(рис. 1.16).

Под влиянием индуцированного тока металл 2 плавится и

Рис. 1.16. Вытягивание
расплава в стеклянном
4 капилляре

нагревает до размягчения стеклянную труб-
ку. После создания необходимого перегрева
расплава нижняя часть стеклянной трубки
путем прикосновения к ней стеклянным
штабиком оттягивается и набрасывается на
вращающуюся бобину. С этого момента на-
чинается формирование стеклянного капил-
ляра со сплошным металлическим запол-
нением (литого микропровода в стеклян-
ной изоляции).

Убыль стекла компенсируется непре-
рывной подачей стеклянной трубки в зону
индуктора. Расход металла ограничивается
исходной навеской (“капельный” метод)
или же восстанавливается путем введения
в зону плавки стержня шихтового матери-

ала (“непрерывный метод”).

На пути от микрованны до приемного устройства микропро-
вод проходит через струю проточной воды 4, где и происходит
затвердевание жилы микропровода.

Основным условием успешного получения литого микропро-
вода в стеклянной изоляции является подбор соответствующей
марки стекла. Необходимо прежде всего, чтобы при температуре
литья вязкость стекла находилась в пределах 102—103 Па*с. Для
металлов с температурой плавления около 1000рС пригодны обыч-
ные боросиликатные или свинцово-силикатные стекла (например,
стекла пирекс).

Для металлов и сплавов с температурой плавления выше
1300рС применяют кварцевое стекло, для которого наиболее бла-
гоприятные вытягиванию значения вязкости находятся в интерва-
ле температур 1700—2100°С.
__________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
Получение порошков распылением расплавов

В порошковой металлургии метод распыления расплавов ис-
пользуют для получения порошков железа и сталей различного
состава, цветных металлов (алюминий и его сплавы, медь, брон-
за), никелевых жаропрочных сплавов и других высоколегирован-
ных материалов. Создание в последние годы цехов, автоматизация
процесса, совершенствование технологии и оборудования позво-
лили получать высококачественные распыленные порошки.

Основные преимущества метода распыления заключаются в
высокой производительности и автоматизации процесса, равно-
мерном распределении компонентов сплава в каждой порошковой
частице, мелкозернистой структуре порошка (за счет высокой ско-
рости охлаждения при затвердевании) и хороших технологичес-
ких свойствах порошка. Наиболее распространено распыление сжа-
тым газом или водой под высоким давлением (центробежное рас-
пыление).

Скорость охлаждения при распылении порошков обычно не
превышает 103—104 К/с, но при использовании специальных при-
емов ее удается повысить до 105 К/с, а по некоторым оценкам
даже до 106 К/с (при распылении на металлическую поверхность
разного рода подложек). Наибольшие успехи в производстве амор-
фных и микрокристаллических материалов распылением расплава
достигнуты при использовании специальных подложек-холодиль-
ников и центробежных методов, поэтому они рассмотрены ниже.

При распылении газом или жидкостью выбор того или иного
энергоносителя определяется требуемыми технологическими ха-
рактеристиками порошка. Для получения неокисленных порошков
применяют распыление нейтральными газами — азотом или арго-
ном. Так распыляют коррозионностойкие (нержавеющие), быст-
рорежущие и некоторые другие высоколегированные стали. Защит-
ную атмосферу применяют и при получении самовоспламеняю-
щихся порошков алюминия, магния и их сплавов. Но в этом слу-
чае в нейтральный газ добавляют небольшое количество кислоро-
да для получения тонкой оксидной пленки на поверхности час-
тиц, предохраняющей от воспламенения.

Распыление сжатым воздухом применяют для получения по-
рошков, оксиды которых не оказывают отрицательного воздей-
ствия на эксплуатационные свойства изделий из этого порошка
либо легко устраняются восстановлением или другой обработкой.
Этот вид распыления применяют при производстве железных по-
рошков технических марок, меди и ее сплавов, а также олова,
цинка и свинца.

Распыление водой высокого давления применяют для полу-
чения малоокисленных частиц с регулируемой формой. Например,
порошки железа, распыленные воздухом, содержат 6—8% кисло-
рода, а распыленные водой — не более 1—2% и имеют при этом
более высокую пикнометрическую плотность. Возможность влия-
ния на формообразование частиц путем изменения плотности энер-
гоносителя (соотношения вода—пар) является важной отличи-
тельной чертой процесса распыления водой и позволяет регули-
ровать размер и форму получаемых частиц.

В настоящее время широко развиты мощности по получению
порошков распылением. Однако существует потребность в новых
материалах, в том числе аморфных и микрокристаллических. Эти
факторы приводят к тому, что традиционно занимающиеся рас-
пылением фирмы и лаборатории стремятся приспособить имею-
щиеся мощности к новым задачам. Разрабатывают новые форсун-
ки, используют новые энергоносители и т.д. К примеру, в каче-
стве распыляющей жидкости для увеличения скорости охлажде-
ния используют сжиженный природный либо другой газ. Для этих
же целей ведутся эксперименты с минеральными маслами (одно-
временно защищают порошок от окисления и интенсивно его
охлаждают).

Использование новых распылительных установок приводит к
росту конкурентоспособности процессов распыления. Но трудно-
преодолимым недостатком остается необходимость отбора из об-
щей массы распыленного порошка фракций с нужной структурой
и свойствами.

Масумото с сотрудниками (Япония) освоил полный цикл
получения изделия путем получения аморфного порошка состава
Fe; 13% Р; 10% С; 8% Сг; 4% Мо; 8% V с равномерно распределен-
ными карбонитридами ванадия распылением азотом высокого дав-
ления (13 МПа). Максимальный критический диаметр для форми-
рования двойной (аморфной с включениями) структуры состав-
ляет 25 мкм. Размер включений 0,1—0,2 мкм, расстояние между
ними 0,7—1,3 мкм. Горячее прессование этих порошков при тем-
пературе 1073—1374 К позволяет получить полностью плотный ма-
54
__________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
териал с тонкими и равномерно распределенными включениями.
Такие системы представляют интерес с точки зрения получения
твердых материалов д ля работы при высоких температурах [59].

Группа ученых из шведского Института исследования метал-
лов представила результаты работы по получению порошков ульт-
развуковым газовым распылением. В данном методе ультразвуко-
вое воздействие на тонкую струю расплава достигается за счет пуль-
сирующей с ультразвуковой частотой струи газа, подаваемой в зону
распыления со скоростью 1,7 Мах. Размер получаемых в разных
участках зоны распыления частиц колеблется от 15 (расчетная ско-
рость газа 1200 м/с) до 150 мкм (скорость газа 400 м/с). В качестве
модели применяли алюминиевые сплавы [59], позже были полу-
чены аморфные порошки сплава Fe58Crl6Mo8Cl8 с использованием
гелия под давлением 6,9 МПа. Разрабатываются гибридные уста-
новки, сочетающие газовое распыление с охлаждением расплав-
ленных частиц на холодильниках специальной формы — высоко-
скоростное затвердевание газораспыленных порошков (ВЗГР) [60].

Центробежное распыление. Этот процесс основан на выдавли-
вании расплава из быстровращающегося перфорированного кон-
тейнера или отрыве капель расплава от вращающегося диска или
стержня (рис. 1.17). Средний размер получаемых частиц обычно
составляет 150—200 мкм. Специальные методы центробежного рас-
пыления — бестигельное распыление вращающегося с высокой
скоростью слитка (несколько тысяч оборотов в минуту) и отрыв
капель расплава позволяют получать мелкие сферические порош-
ки. При этом достигается высокая скорость охлаждения расплава
— до 105 К/с. Такой метод позволяет получать порошки металлов,
имеющих очень высокую чистоту.

Рис. 1.17. Варианты центробежного распыления
Совершенствование метода центробежного распыления рас-
плава увеличивает скорость охлаждения до 106 К/с. Фирмой “Пратт
энд Уитни” (США) изготовлена установка [61] для центробежно-
го распыления расплава в атмосфере гелия. Основные узлы уста-
новки (рис. 1.18) смонтированы в вакуумной камере 1 диаметром
2135 мм. Распылителем является металлический диск 2 диаметром
91,5 мм, вращающийся в горизонтальной плоскости со скоростью
порядка 24000 об/мин. Над вращающимся диском расположено
промежуточное разливочное устройство 3. В его дне находится до-
затор, из которого поток расплавленного металла направляется в
центр вращающегося диска, имеющего вогнутую верхнюю повер-
хность. Под действием центробежных сил расплавленный металл
растекается в виде пленки по поверхности диска. От пленки рас-
плава отрываются мельчайшие капли, которые пролетают через
струю газа (гелия), подаваемого сверху вниз через множество со-
пел, расположенных радиально вокруг камеры. По расчетам, ско-
рость охлаждения частиц в потоке гелия составляет 105—106 К/с.
Охлажденный порошок собирается в сборники, подвешенные к
дну вакуумной камеры и к дну циклонного сепаратора. Циклон-
ный сепаратор отделяет порошок от гелия, выпускаемого из каме-

Рис. 1.18. Установка центробежного распыления расплава в гелии
__________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
ры, и газ после повторного сжатия возвращается в вакуумную ка-
меру.

Температура гелия на входе в распылительную камеру состав-
ляет 338—368 К. Сплав плавится в вакуумной индукционной печи,
установленной в вакуумной камере над промежуточным разливоч-
ным устройством. Емкость печи около 230 кг. Диск изготовлен из
меди и вращается пневмотурбиной. Выход порошка размером ме-
нее 100 мкм составляет около 70%.

Для получения никелевых и титановых сплавов широко ис-
пользуют метод распыления вращающегося электрода. Электрод
из распыляемого сплава диаметром 20—100 мм и длиной 1 м вра-
щается с очень высокой (10000—25000 об/мин) скоростью. Торец
электрода оплавляется электрической, плазменной дугой либо элек-
тронным лучом. Используют конструкции с вертикальным и гори-
зонтальным расположением электрода. Чем выше скорость враще-
ния, тем мельче получаемые порошки и выше скорость охлажде-
ния. В этом методе невозможно обеспечить высокий перегрев рас-
плава. На основании изучения химического состава порошков, их
структуры и распределения легирующих элементов можно сделать
вывод, что использование данного метода целесообразно лишь д ля
сплавов, имеющих узкий температурный интервал кристаллиза-
ции. В порошках сложнолегированных сплавов с широким интер-
валом кристаллизации наблюдается микроликвация [62, с. 65—70].

Еще один метод получения быстрозакаленных материалов
основан на использовании специальной центрифуги. Вращающийся
стакан с отверстиями заполняется расплавленным металлом, ко-
торый продавливается через отверстия и отделяется в виде капель.
Размер капель уменьшается при увеличении скорости вращения
стакана (растет центробежная сила) и снижении поверхностного
натяжения. Капли расплава попадают во вращающийся соосно со
стаканом слой воды и охлаждаются со скоростью 103—105 К/с.

Большую производительность можно достичь при центробеж-
ном распылении и охлаждении капель на специальных экранах-
холодильниках [63].

Затвердевание и приобретение формы частицами происходят
в момент их удара о водоохлаждаемую полированную поверхность
экрана, который интенсивно отводит тепло, т.е. фактически осу-
ществляется закалка расплава частиц. Такие порошки получили
название РИБЗ-порошки (распыленные и быстрозакаленные).
При соприкосновении с экраном 7, обычно располагаемым
под углом 15—45° к направлению полета расплавленных частиц 2,
жидкая частица под действием силовой составляющей, направ-
ленной вдоль поверхности экрана, перемещается по его поверхно-
сти (см. рис. 1.18). Скорость охлаждения расплавленного металла в
момент кристаллизации может достигать 107—108 К/с. Образую-
щиеся частицы имеют длину 3—10 мм, ширину 1—5 мм и толщину
10—50 мкм. Особенно интересны РИБЗ-порошки, полученные рас-
пылением расплава в высоком вакууме, который обеспечивает
полное исключение в порошках внутренней пористости, запол-
ненной воздухом или инертными газами, и высокую чистоту ме-
талла и поверхности частиц.

По такому же принципу (использование экранов) организу-
ются процессы получения чешуйчатых порошков в других вариан-
тах центробежного распыления (из слитка, из перфорированного
тигля и Т.Д.).

n В случае газового распыления для хорошего контакта затвер-
девающих частиц с холодильником необходимо предотвратить об-
разование газовых прослоек и завихрений в зоне контакта. Необхо-
димо использовать определенное сочетание скорости струи, угла
падения на холодильник и температуры перегрева расплава над
температурой плавления. Процесс может происходить непрерывно
при использовании специальной конструкции холодильников: в
виде цилиндров, конусов, дисков и т.д. Вращение холодильников
предотвращает попадание новых порций расплава на уже затвер-
девшие, облегчается отделение частиц от них (используется цент-
робежная сила). Разработаны различные варианты взаимного рас-
положения распылительной форсунки и холодильника.

Другие методы быстрой закалки. Наряду с описанными выше
разработано большое количество основанных на разных принци-
пах методов быстрой закалки расплавленного металла. Они разли-
чаются по способу плавления, условиям охлаждения и другим при-
знакам. Наряду с развитием существующих подходов разрабатыва-
ются новые. Рассмотрим некоторые из них.

Метод получения порошков электроэрозией основан на про-
пускании мощного электрического разряда между двумя электро-
дами в среде диэлектрика. За счет энергии разряда происходит рас-
плавление или испарение участков поверхности электродов, а за-
тем оторвавшиеся от электрода или конденсировавшиеся частицы
охлаждаются в окружающей среде.

Таким способом получен аморфный порошок сплава Fe75Si15B10
[64]. Электроды соответствующего состава отливали в виде стерж-
ней сечением 2x2 см. Процесс электроэрозии осуществляли на се-
рийной установке в среде керосина. Установка состоит (рис. 1.19)
из источника питания, заряженного конденсатора и ванны с по-
груженными в диэлектрик 1 электродами 2 Емкость конденсатора
1 мкФ, напряжение 120 В. Полученный порошок 3 подвергали
электросепарации и промывали ацетоном. Из набора частиц выде-
ляли две фракции: тонкий (3—5 мкм) и “грубый” (15—20 мкм)
порошок, имеющие различные магнитные свойства.

Для повышения произво-

дительности в зазор между элек-
тродами можно засыпать куско-
вые материалы, соответственно
увеличив мощность электрораз-
ряда.

В качестве одного из элек-
тродов можно использовать ме-
таллический корпус ванны,

вместо разряда конденсатора ис-
пользовать высокочастотный Рис- 1-1^. Получение порошков
разряд (10—40 кГц) с силой то- методом электроэрозии
ка 1,5—5 А. Свойства получен-

ных аморфных порошков зависят от размера частиц и отличаются
от свойств аморфной ленты аналогичного состава.

При изменении режимов можно перейти к плазменному раз-
ряду. В качестве диэлектрика используют не только органические
жидкости, но и сжиженные газы (например, жидкий азот).

Близок по своей сути к описанному метод “взрыва” тонких
проволок при импульсном разряде конденсаторной батареи через
них в сосуде высокого давления. Но в этом случае требуется пред-

варительно получить проволоку заданного химического состава,
что очень непросто для аморфных сплавов.

Наряду со специфическими методами контактного затверде-
вания появляются комплексные, основанные на получении ка-
пель расплава распылением и последующим охлаждением на теп-
лоотводящих подложках. Ниже рассмотрены основные методы полу-
чения аморфных и микрокристаллических порошков, волокон
и ленты, а также некоторые специальные методы диспергиро-
вания.

Использование размола для получения аморфных
и микрокристаллических порошков

По экономическим соображениям не всегда целесообразно
получать порошок заданных размеров за одну технологическую
операцию. Конкурентоспособным является процесс получения
ленты, волокон, иголок с последующим размолом.

При получении аморфных порошков размолом ленты основ-
ной проблемой является высокая прочность и достаточно высокая
пластичность измельчаемого материала. Для охрупчивания прово-
дят отжиг при температурах, близких к температуре перехода из
аморфного в кристаллическое состояние. Но при этом появляется
вероятность образования небольших объемов кристаллической фазы.
Незначительное количество кристаллической фазы не фиксирует-
ся рентгеновскими методами, но может существенно повлиять на
свойства материалов. Такая технология уже используется многими
производителями быстрозакаленной ленты. Например, фирма
“Элайд Кемикал” (США) предлагает измельчать ленту (аморф-
ную или микрокристаллическую) в две стадии. Для пластичных
материалов рекомендуется предварительное измельчение в ноже-
вой дробилке и последующий размол в вихревой мельнице. Для
хрупких лент применяют молотковую дробилку и струйную мель-
ницу. Полученные порошки подвергают сепарации и рассеву.

Для дополнительного измельчения грубых порошков фирма
“Лейбольд-Хереус” (ФРГ) рекомендует свою встречно-струйную
мельницу [62].

Эта технология особенно хорошо подходит для переработки
быстроохлажденных сплавов, так как охлаждение рабочего газа
препятствует нагреванию порошка. Разогрев материала в рабочей
зоне приводит в случае многих принятых высокоэнергетических
процессов размола к нежелательным эффектам восстановления, а
возможно и к кристаллизации быстроохлажденных аморфных ма-
териалов. Единственную предпосылку для применимости описан-
ного процесса составляет достаточный уровень хрупкости матери-
ала, предназначенного для обработки.
________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
Встречно-струйная мельница новой конструкции с псевдо-
ожиженным (кипящим) слоем обладает достоинствами уже изве-
стных ударно-отражательных мельниц и не имеет их недостатков.
При этом процессе размола частицы подвергаются измельчению,
налетая друг на друга в псевдоожиженном порошковом слое. Не-
обходимая кинетическая энергия придается псевдоожиженному
слою тремя-четырьмя потоками газа, выходящими с высокой ско-
ростью из форсунок на периферии емкости, в которой произво-
дится размол. Сам процесс измельчения происходит в центре ем-
кости, в точке пересечения газовых потоков. Поскольку ускорен-
ные частицы не вступают в контакт со стенками емкости и не
продавливаются через форсунку для придания ускорения, состав-
ные части мельницы не подвергаются истиранию при этом про-
цессе.

Измельченные частицы порошка выводятся из зоны размола
посредством направленного вверх газового потока к просеиваю-
щему диску-сепаратору, вмонтированному в верхнюю часть каме-
ры для размола. Слишком крупные частицы отправляются сепара-
торным диском назад и стекают по стенкам емкости в псевдоожи-
женный слой. Достаточно мелкие частицы проходят сепаратор и
собираются в виде двух фракций. Основной продукт отделяется в
циклоне от газового потока. Остающаяся в потоке газа мелкая пыль
собирается в механическом фильтре, который можно через опре-
деленные промежутки времени чистить с помощью встречного
потока.

В установках, фирмы “Лейбольд-Хереус” (ФРГ), необходи-
мый для измельчения рабочий газ в режиме замкнутого цикла от-
сасывается из емкости для размола, вновь сжимается и прогоняет-
ся через форсунки назад в емкость для размола. На основе этого
замкнутого кругооборота газа предотвращается загрязнение окру-
жения металлической пылью, а расход газа сводится к минимуму.
Издержки производства удерживаются таким образом на низком
уровне, особенно, если применяются инертные газы.

При размоле ленты наиболее трудоемкой операцией является
загрузка ленты в дробилку или мельницу. Километры запутанной
ленты имеют малую массу, но большой объем. Загрузка такой “пу-
танки” в дезинтегратор, аттритор, молотковую дробилку или ана-
логичное устройство трудно поддается автоматизации.

Другой подход — использование в качестве исходного про-
дукта не ленты, а волокон. Еще удобнее работать с короткими от-
резками волокон или чешуйчатыми порошками, получаемыми ме-
тодом ВЗР или другим способом.

В работе [65] изучены механизмы измельчения волокон. Для
размола использовали короткие волокна (длиной 10—40 мм) амор-
фного сплава типа Ме^М20 (Me — переходный металл, М — метал-
лоид), полученные методом ВЗР на установке с медным диском.

Дифференциально-термический (ДТА) и рентгеновский ана-
лизы показали, что структура аморфных сплавов не содержит в
себе кристаллической фазы. На дифрактограмме отсутствовал мак-
симум кристаллической фазы, а на кривых ДТА при нагреве на-
блюдался сдвоенный экзотермический пик, эндотермический
аналог которого при охлаждении отсутствовал, что подтверждает
наличие аморфной структуры.

Для размола использовали планетарно-центробежную мель-
ницу фирмы “Фрич” (ФРГ) с твердосплавной футеровкой внут-
ренней поверхности барабанов и размольных тел. Рентгеновский и
дифференциально-термический анализы после размола распада
аморфной структуры не обнаружили. Химическим анализом фрак-
ции размером 28 мкм в порошке обнаружено 3% W, что свиде-
тельствует об истирании футеровки и размольных тел.

Чтобы исследовать зависимость гранулометрического состава
от времени размола, после определенной продолжительности про-
цесса из мельницы брали пробу и методом случайных секущих на
оптическом микроскопе определяли гранулометрический состав и
средний размер частиц порошка. Фракция размером 28 мкм появ-
ляется уже на первой стадии размола, что, очевидно, объясняется
сколом мелких частиц порошка с краев волокон. В дальнейшем их
разрушение происходит как поперек, так и вдоль осевой линии.
Замечено, что размол ведется интенсивно до определенного сред-
него размера частиц J р. В дальнейшем с увеличением времени раз-
мола flfcp не уменьшается, а даже несколько увеличивается, что
связано с расплющиванием частиц. Так, например, часть порошка
фракции —32—+28 мкм после размола остается на сите с ячейкой
размером 32 мкм.
1.3. Получение порошков, волокон и ленты методом
высокоскоростного затвердевания расплава (ВЗР)

В связи с широким распространением метода ВЗР необходи-
мо рассмотреть его более подробно (рис. 1.20). Основное его отли-
чие от метода литья расплава на диск заключается в том, что рас-
плавленный металл находится в свободном состоянии в тигле (вы-
тягивание, экстракция расплава из тигля) под диском или в под-
вешенной капле над диском (вытягивание расплава из капли).

Рис. 1.20. Схема высокоскорост-
ного затвердевания расплава на
диске ВЗР (экстракция распла-
ва):

а — вытягивание расплава из тиг-
ля; б — из расплавленного слит-
ка; в — из подвешенной капли;
г — метод перелива расплава;

1 — расплав; 2 — получаемая про-
дукция; 3 — диск; 4 — нагрева-
тель; 5 — щетка для очистки дис-
ка; 6 — слиток (пруток); 7— пла-
мя вспомогательной горелки

При этом нет необходимости использовать капилляры, что
дает возможность получать тугоплавкие материалы (вплоть до раз-
личных керамик) и реакционно-активные металлы (титан, цир-
коний и другие).

В последнее время получила распространение еще одна моди-
фикация метода — боковая подача, или метод перелива расплава
[31].

Все три разновидности метода ВЗР позволяют получать поро-
шок различной формы (чешуйчатой, игольчатой) и волокно, а
также ленту. Эту продукцию можно применять в порошковых и
композиционных материалах. Как показал опыт применения ука-
занного метода, возможно получение различных скоростей охлаж-
дения от 103 К/с (для толстой проволоки) до 106—108 К/с (при
получении тонких волокон и порошков). Теоретические представ-
ления о процессе развиты в основном для метода экстракции рас-
плава из ванны, но с некоторыми уточнениями могут применять-
ся для верхней подачи расплава и метода перелива боковой подачи

расплава.

В первом приближении
процесс извлечения (экстрак-
ции) материала можно разбить
натри стадии (рис. 1.21).

Стадия I — через некото-
рое время после начала контак-
та материал начинает затвер-
девать на кромке диска, погру-
женной в расплав. При этом
затвердевающий материал на-
ходится между холодным дис-
ком и ванной расплава, следо-
вательно, его толщина будет
зависеть от скорости вращения
диска и протяженности контак-
та диск—расплав (т.е. от време-

+ДС

Рис. 1.21. Три стадии (7—III) вы-
сокоскоростного затвердевания
расплава [1]

расплава и других факторов. По

ни нахождения затвердевающе-
го материала на диске под по-
верхностью расплава), от гра-
диента температур, коэффици-
ента теплопередачи расплав-
диск, теплофизических свойств
мере продвижения кромки диска

под поверхностью расплава на ней затвердевают новые порции
материала, в результате чего слой постоянно утолщается. Охлаж-

дение затвердевающего материала неравномерно по толщине вслед-
ствие его ограниченной теплопроводности. Охлаждение первых,
самых близких к диску порций расплава происходит с наибольшей
скоростью. Следовательно, скорость охлаждения можно увеличить
за счет уменьшения толщины путем сокращения времени контак-
та диска с расплавом. Можно предложить два варианта осуществ-
___________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
ления этого предложения: первый — увеличение скорости враще-
ния диска,что дает хорошие результаты, но до определенного пре-
дела; второй — сокращение протяженности контакта диска с рас-
плавом специальными методами, что приводит к хорошим резуль-
татам, но в некоторых случаях этот вариант трудно осуществить.

Стадия II— охлаждение частично или полностью затвердевше-
го металла на диске после выхода из расплава. На этой стадии про-
исходит быстрое охлаждение извлеченного из ванны материала за
счет передачи тепла диску. Увеличение продолжительности этой
стадии однозначно приводит к более интенсивному охлаждению.

Ее длительность определяется соотношением сил адгезии зат-
вердевшего материала к диску, с одной стороны, и центробежной
силы — с другой. Поэтому увеличение скорости вращения диска
приводит к сокращению второй стадии. Следовательно, средняя
скорость охлаждения нелинейно зависит от скорости вращения дис-
ка. Увеличение второй стадии чрезвычайно важно для получения
метастабильных фаз, в том числе аморфного состояния. В ряде слу-
чаев необходимо не только получение скоростей охлаждения не
ниже 106—108 К/с, но и достижение низкой температуры получае-
мого материала на выходе с диска. Для того чтобы надежно про-
гнозировать образование метастабильных фаз, пересыщенных твер-
дых растворов или аморфного состояния в металлах, необходимо
знать два фактора: зависимость кинетики образования (или распа-
да) метастабильного состояния от температуры и кинетику изме-
нения скорости охлаждения материала. Сопоставив две эти зави-
симости, можно судить о возможности получения заданной струк-
туры. Из анализа зависимости кинетики распада от температуры
для аморфных сплавов, в частности для сплава Fe-Ni-P-B, извес-
тно, что максимальную скорость охлаждения нужно иметь в ин-
тервале от температуры плавления до температуры порядка 400°С.
Этот температурный интервал в большинстве случаев приходится
на вторую стадию, следовательно, на этой стадии необходимо обес-
печивать высокую скорость охлаждения.

Стадия III— охлаждение материала, отделившегося от диска.
При работе на воздухе или в защитной атмосфере эта стадия обычно
не представляет затруднения, охлаждение происходит главным об-
разом за счет конвективного теплообмена. В вакууме охлаждение
происходит только за счет излучения и со значительно меньшими
скоростями, чем в случае использования газовой атмосферы. При
правильном подборе технологических режимов охлаждение до не-
обходимой температуры происходит полностью на стадии II, и
стадия III не оказывает влияния на свойства материала.

Регулировать соотношение этих стадий необходимо для осу-
ществления процесса охлаждения с заданной скоростью, поэтому
такая возможность должна быть заложена в конструкции установ-
ки. Стадию /можно уменьшить либо сокращением протяженности
диска с расплавом (уменьшение угла контакта ф), либо увеличе-
нием числа оборотов диска. Поэтому целесообразно иметь высо-
кооборотный привод диска-кристаллизатора. При работе на воз-
духе или в защитной атмосфере при достаточно высоких давлени-
ях (> 1 кПа) скорость вращения диска будет ограничиваться из-за
создаваемого им газового потока, который охлаждает расплав. Вто-
рым фактором, сдерживающим применение сверхвысоких скоро-
стей вращения диска, является центробежная сила. При увеличе-
нии центробежной силы угол вылета материала (касательная к точке
отрыва материала от диска) уменьшается, и вследствие этого со-
кращается из-за раннего отрыва материала продолжительность ста-
дии II, что является нежелательным. Кроме того, при дальнейшем
увеличении центробежной силы возможен отрыв материала еще
на стадии /и попадание полученных дисперсных частиц обратно в
расплав. Можно рассчитать, при какой скорости вращения мате-
риал будет отрываться от диска, если известна сила адгезии. Пре-
дельную линейную скорость диска можно повысить либо увеличе-
нием силы адгезии, либо увеличением диаметра диска, либо умень-
шением массы получаемых частиц. Увеличить силу адгезии можно
специальными добавками вводимыми в состав получаемого мате-
риала, но этот вопрос требует детальных исследований. Увеличе-
ние радиуса диска как средство повышения линейной скорости
ограничивается технологическими трудностями (сложность изго-
товления и балансировки высокооборотных дисков большого диа-
метра), а также увеличением угла контакта диска с расплавом при
нижней подаче, что снижает скорость охлаждения.

Для прогнозирования геометрических размеров получаемой
продукции (в первую очередь толщины) и структуры необходимо
решить сложный комплекс тепловых и гидродинамических задач.
Такое решение в общем виде можно сформулировать, но получить
точные численные данные весьма трудно. Эти трудности вызваны
как сложностью создания адекватной теоретической модели про-
66
__________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
цесса ВЗР, так и необходимостью получать экспериментальные
значения поля скоростей, температур и других параметров в быс-
тро меняющихся условиях (характерное значение времени т~10-3 с
и менее). Существенно облегчает решение возможность разбиения
процесса на стадии. Это позволяет на каждой стадии определить
граничные и конечные условия и сделать упрощенные расчеты.
Процесс разработки теоретической модели ВЗР можно проводить
в несколько этапов — от простого к сложному.

Для понимания процессов, происходящих при ВЗР, рассмот-
рим вначале формулировку гидродинамической и тепловой задачи.

Гидродинамическая задача. На первой стадии процесса ВЗР
происходит контакт вращающегося диска с ванной расплавленно-
го металла. В расплаве возникают возмущения, вызванные силами
трения о поверхность диска, а также внешними воздействиями
(колебания диска, газовый пограничный слой и др.). Для описа-
ния гидродинамической обстановки в жидкости можно использо-
вать классические представления механики жидкости и газа. Наи-
более важными в данном случае являются уравнение Навье—Сто-
кса и уравнение неразрывности. Для варианта ВЗР с нижней пода-
чей их можно записать в следующем виде:

Д^- + г?Дг? = -^ДР + уД20,
d?	р

(1.35)

где # — скорость движения жидкости (расплава); р — плотность
жидкости; Р — давление; v — кинематическая вязкость.

Уравнение неразрывности имеет следующий вид:

1Л + 1^р+^ = о,
d« R dtp R ’

(1.36)

где R — радиус в цилиндрической системе координат; г?ф — каса-
тельная составляющая скорости движения жидкости; гУ — ради-
альная составляющая скорости движения жидкости; (р — угол вг
цилиндрической системе координат.

Для возможности математического решения необходимо сфор-
мулировать граничные условия:

р = const; dP/d(p = 0; 0ф = $R = const; г? = 0 при R = R^ 0ф = 0
при R =

где: &R — линейная скорость на поверхности диска.
Но даже и в таком виде решить уравнение практически не-
возможно. Необходимы дальнейшие уточнения и упрощения. Од-
ним из доступных путей является использование понятия погра-
ничного слоя, за пределами которого влиянием диска можно пре-
небречь. На этом основано приближенное решение Кармана:

1 d	т  Л) d<P Л,	Ф Ф Р	(1.37)

где 5 — толщина динамического похраничного слоя; скорость
жидкости на границе слоя; т,— касательные напряжения на гра-
нице диска с расплавом; 2^ — радиус диска.

При этом:

	(1-38)

где ц — динамическая вязкость расплава.

Определение скорости жидкости представляет значительные
экспериментальные сложности, поэтому задается функция ее рас-
пределения в зависимости от расстояния до диска:

r~R—Ro-  С учетом принятых допущений получаем решение:	(1.39)  (1.40)
8d8 = lof^-kp, 1 &R J  если при <р = 0 значение 8 = 0, то  pOvW72  1	'	(1.41)  (1.42)

Таким образом, определена величина вязкого слоя сдвига при
вращении диска в расплаве (без учета затвердевания). Чтобы оце-
нить толщину затвердевающего слоя, необходимо решить тепло-
вую задачу.
Тепловая задача

Используя решения уравнения теплопроводности и приняв в
качестве допущения, что температура поверхности диска Тл по-
стоянна, тепловые процессы локализованы в пограничном слое,
можно составить тепловой баланс охлаждения расплава до затвер-
девания:



(1.43)

где Сж — теплоемкость расплава; Уж — объем расплава, затверде-
вающего на диске; а — коэффициент теплоотдачи на границе рас-
плав—диск; S— площадь сечения затвердевающего слоя; рж— плот-
ность расплава; Тж— температура расплава.

После интегрирования получаем:

1П7>Л=С^Г’	(1-44)

где Тз — температура затвердевания расплава.

Угол между точкой входа диска в расплав и началом затверде-
вания расплава на его поверхности можно определить по формуле:

ОкРж |п Лс Тд _ 20у#д
< а - Гд,

(1.45)

Если угол контакта диска с расплавом меньше, чем срн, то
затвердевание на первой стадии не произойдет. Толщину затвер-
девшего слоя hx определяем по формуле:

h = а(Г3 - Тд^рД)

1 Рт«з^

(1.46)

где ф — угол между точкой начала затвердевания и точкой выхода
диска из расплава; рт — плотность затвердевшего материала; q3 —
теплота затвердевания.

Средняя скорость фронта затвердевания г?фр:

Л, «(Г3 - Тд)
t Рт

(1.47)
Скорость охлаждения на этой стадии:

dT	(148)

Для определения толщины получаемых частиц можно исполь-
зовать и решение уравнения Стефана:

Г3(хд) = Тя + (Т3 - Гд) erf(V^> ег1(с?д^2лт)	(1.49)

где а — коэффициент температуропроводности.

При этом толщину затвердевшего слоя в зависимости от вре-
мени контакта можно определить так:

Л1 = рТт.	(1.50)

Величину р представим в следующем виде:

|21Ж(Т3-ГД)  ₽ V РТДЯ ’	(1-51)

где рт — плотность твердой фазы; 1ж— теплопроводность расплава;

Тд — температура диска; ЛЯ — теплота плавления материала.

Время контакта можно выразить через скорость вращения
диска и угол контакта диска п с расплавом <р:

г. = ^. пп	(1.52)

Толщина слоя может быть больше рассчитанной на величину
вязкого слоя сдвига, который извлекается из расплава (см. рис. 1.21),
равного:

где v — кинематическая вязкость расплава. Тогда суммарная толщина составит:	(1-53)
h = hx + h2.	(1.54)

Пользуясь этой же тепловой моделью, можно определить ско-
___________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
рость охлаждения материала на первой стадии (по принятой трех-
стадийной схеме охлаждения):

(1.И)

где

л-^Л7'=г--7'-. <»>
или для упрощения ее практического расчета в зависимости от
угла контакта диска с расплавом:

_ тсЛлАТ2

После выхода диска из расплава меняются граничные усло-
вия охлаждения материала на диске (нет подвода тепла от распла-
ва). Можно принять допущение, что нижняя поверхность частицы
теплоизолирована. Для второй стадии это будет справедливо, по-
скольку тепловой поток от ленты (частицы) уравновешивается
тепловым потоком от поверхности расплава. Поэтому для нахож-
дения распределения температур можно считать ленту неограни-
ченной пластиной с толщиной, равной толщине ленты. Для воз-
можности аналитического решения зададим условия:

Дх,0) = Т (0) = const;

Д0,т) = Тд = const.

Среднее значение температуры находится по формуле:

Л°) = Т f	.	(1.58)

Л» Q

Второй член в правой части формулы (1.57) показывает уве-
личение температуры за счет теплоты кристаллизаций вязкого слоя
сдвига, который находится в жидком состоянии в начале второй
стадии ВЗР.

Формообразование при ВЗР

Изучение влияния параметров процесса ВЗР на форму и раз-
меры получаемых порошков и волокон показало, что форма полу-
чаемой продукции зависит главным образом от типа обработки
рабочей кромки теплоотводящего диска. При использовании ост-
рой рабочей кромки получается волокно, нанесение на кромку
поперечных надрезов приводит к получению игольчатых порош-
ков. Затупив кромку диска, можно получать ленту, а с нанесением
надрезов — чешуйчатые порошки. Для повышения производитель-
ности процесса используются диски с несколькими рабочими кром-
ками (рис. 1.22, а).

В качестве примера определим размеры узкой ленты, получа-
емой на диске с несколькими П-образными выступами (рис. 1.22,
б). Для упрощения расчетов примем вначале краевой угол смачи-
вания диска расплавом в динамическом режиме равным 90е. В этом
случае максимальная Лт толщина ленты (с учетом выступающих
кромок) составит:

Ат=А+т,	(1.59)

где т — глубина погружения диска в расплав.

Ширина ленты будет равна:

с = а + 2h

(1.60)

где а — ширина выступа.

Площадь сечения ленты можно определить по формуле:

S = h а + 2т + — .

I 2 J

(1.61)

а b

Рис. 1.22. Формирование про-
дукции на кромке диска:
а — одновременное получение
нескольких волокон на одном
диске с несколькими рабочи-
ми кромками; б — формиро-
вание профиля ленты на дис-
ке; в — формирование попе-
речного сечения волокна; г —
получение мерных отрезков
волокна (иголок) или ленты
(чешуек)
Для предотвращения слипания отдельных лент между собой
необходимо соблюдать условия:

b >2h,  где b — расстояние между выступами (см. рис. 1.22) и	(1.62)
/ >т,	(1.63)

где / — высота выступа.

В более общем случае необходимо учитывать смачивание дис-
ка расплавом. Используя уравнение Лапласа, можно выразить из-
менение уровня расплава под действием капиллярных сил и обо-
значить его буквой к.

Приведенные выше уравнения, скорректированные посред-
ством введения к дополнительно к т, будут справедливы при лю-
бых значениях капиллярных сил.

Для V-образных выступов толщину профилированного волокна
можно определить по уравнению:

h + т + к ..  Ширина волокна может быть рассчитана по формуле:	(1 64)
,= т + к +2—?	.  cos(y/r) cos(y/r)  Площадь сечения волокна:	(1.65)
с _	+  2 + cos(y/r)	(1.66)

Для предотвращения слипания волокна необходимо соблю-
дать условие:

(I - т - jUtg(Y/2) > 2A/cos(y/2).

Аналогично можно получить формулы для расчета сечения
волокна на диске с любой формой кромки.

Для получения мерных отрезков волокон или ленты, иголок,
порошка необходимо на кромку диска наносить поперечные над-
резы. Они прерывают процесс затвердевания и делают его цикли-
ческим. Наиболее просто это сделать, соблюдая соотношение (см.
рис. 1.22):

d>$R,	(1.67)

где d — ширина надреза.

Однако этот путь не всегда осуществим, особенно при боль-
ших значениях <р по следующим причинам: снижается производи-
тельность процесса вследствие уменьшения рабочей поверхности
диска; увеличивается объем воздуха или другого газа, захватывае-
мого диском и попадающего на поверхность расплава, что может
привести к его охлаждению и окислению, а также генерированию
колебаний поверхности ванны расплава.

Вследствие этого необходимо рассмотреть другие возможные
варианты выполнения надрезов. Необходимо учесть особенности
процесса затвердевания расплава в области надрезов. Вследствие
вращения диска образуется вязкий слой сдвига в расплаве. Поэто-
му внутри надрезов образуются $ак бы застойные зоны или “сле-
ды”. Примем в расчетах, что температура расплава в застойной
зоне приблизительно равна температуре затвердевания. Тогда ско-
рость затвердевания в направлении, параллельном поверхности
диска, может быть больше, чем в перпендикулярном. Приняв в
застойной зоне АТ= О, можно определить толщину затвердеваю-
щего слоя в тангенциальном направлении:

, АТ , Л СЖЬТ\

'"-°- л' -Ч1+Л-}	<L68)

Отсюда, минимальная ширина надреза должна составлять:

, », (, СЛТ\

О-69)

Если надрез имеет треугольную форму с углом при вершине
0, то:

(1 - m - к)tg(0/2) > /п( 1 +	(1.70)

Используя полученные формулы, можно рассчитать произ-
водительность процесса (Л) при получении продукции любой
формы. Ниже приведены некоторые расчетные формулы, не учи-
тывающие возмущения поверхности ванны расплава и несбалан-
сированность диска. При получении ленты на диске с нескольки-
ми рабочими кромками:

П = 2лЯсой|а + 2(т + к) + (лЛ / 2)]и,	(1.71)

где со — частота вращения диска; п — количество рабочих кромок.

При получении волокна на диске с V-образными кромками
производительность определяется:

„ „ Л ,ГлЛ2 h(m + к)

П = 2лЯшЛ —— +  ,  -; .	/1 72\

2 cos(y/2)J

Получение иголок длиной f + 2h возможно с производитель-
ностью:

П = (on

2nR + 2Лтл 1 +

СжлТу|ГлЛ2 к(т + к)
X Jj[ 2 +cos(0/2)

(1.73)

где/— длина выступа (расстояние между надрезами); / — количе-
ство выступов.

Чешуйчатый порошок, образующийся на выступах прямоу-
гольной формы, можно получать с производительностью:

П = солА

2nR + 2kii\ 1 +

(1.74)

Наряду с простейшими видами продукции возможно полу-
чение частиц более сложной конфигурации. Для прогнозирования
формы получаемых частиц можно использовать приведенные рас-
четы.

Физические процессы при ВЗР

Приведенная выше модель ВЗР дает приблизительные оцен-
ки толщины, формы получаемой продукции и скорости охлажде-
ния. Для точного описания процесса необходимо учитывать более
сложные процессы на диске и в расплаве. При этом значительно
усложняются расчеты. Приближение модели ВЗР к реальному про-
цессу требует учета множества дополнительных факторов. Рассмот-
рим наиболее важные из них.

На рис. 1.21 была показана уточненная схема ВЗР с учетом
задержки времени затвердевания. Стадию I (точки 1—3) можно
разбить на два этапа: 1а — охлаждение расплава от начальной тем-
пературы (температура перегрева) до температуры затвердевания
(за счет кинетического переохлаждения она ниже температуры плав-
ления); 16 — затвердевание расплава на поверхности диска и рост
затвердевшего слоя. Показано также движение расплава к диску и
изменение уровня расплава на границе стадии I.

Разгон расплава диском приводит к росту как скорости в по-
граничном слое, так и толщины этого слоя. Эпюры скоростей в
пограничном слое отличаются в начале и в конце этого этапа. Кро-
ме того, учитывали нагрев поверхности диска и изменение рас-
пределения температур в самом диске (в предыдущей модели тем-
пературу диска принимали постоянной). Тепловой поток в диск
частично компенсируется тепловым потоком от источника нагре-
ва. В случае использования газовой атмосферы необходимо учиты-
вать генерирование колебаний на поверхности расплава газовым
пограничным слоем, а также возможность попадания газовых по-
токов и пузырьков между диском и расплавом. Это приводит как к
ухудшению теплоотдачй от расплава к диску, так и к образованию
микропор на поверхности получаемой продукции. Можно пред-
положить, что по мере продвижения диска в расплаве происходит
увеличение коэффициента теплоотдачи как за счет сегрегации и
растворения в расплаве адсорбированных на поверхности диска
газов, так и за счет изменения характера взаимодействия расплава
и диска (образование связей на электронном уровне). Необходимо
учесть и влияние микрорельефа (шероховатости) поверхности диска
на величину и скорость гидродинамического слоя, а также харак-
тер течения (ламинарное или турбулентное). Кривизна диска, а
также другие факторы приводят к наличию радиальной составля-
ющей скорости жидкости, которая при определенных условиях
(0г>0кр) может приводить к отрыву турбулентного вихря от по-
верхности диска. Учет всех этих факторов делает аналитические
решения невозможными, поэтому необходимо исследовать мето-
ды расчета на ЭВМ с искусственной постановкой граничных и
конечных условий. Изменение температур и скоростей непосред-
ственно в ходе эксперимента весьма затруднительно (малы объе-
мы расплава в пограничном слое, длительность этапа не превыша-
ет миллисекунды), поэтому о степени соответствия (адекватнос-
ти) модели и реального процесса можно судить только по вне-
76
___________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
шним признакам и конечной продукции, а также при проведении
модельных экспериментов.

На втором этапе стадии I (точки 2 и 3) начинается рост твер-
дой фазы на поверхности диска. В зависимости от формы фронта
затвердевания пограничный вязкий слой сдвига в расплаве может
либо уменьшаться (при плоском фронте), либо увеличиваться, либо
оставаться неизменным. Эффективность теплоотвода от фронта
затвердевания снижается по мере роста твердой фазы (увеличива-
ется путь потока тепла к диску), что приводит к уменьшению ско-
рости охлаждения.

При анализе тепловых процессов на этом этапе необходимо
учитывать дальнейшее увеличение температуры диска, а также его
температуропроводность. Вместо взаимодействия на границе раз-
дела расплав—диск (этап Id) необходимо рассматривать взаимо-
действие затвердевший материал—диск и твердый материал—рас-
плав. С учетом этого теплоотдача от расплава к диску изменяется
(обычно уменьшается). На этом этапе может произойти отделение
затвердевшего материала от диска, если силы, отрывающие его от
диска (центробежная сила, а в некоторых случаях и поверхностное
натяжение), превышают силы связи с диском. Интересно рассмот-
реть конец этого этапа, когда происходит извлечение продукции
из расплава. Как показано теоретически и экспериментально, од-
новременно с твердой фазой извлекается и расплавленный металл.
Толщина слоя извлекаемого расплава зависит не только от его вяз-
кости, но и от распределения скоростей в пограничном слое. В
зависимости от свойств расплава можно определить критическую
скорость потока, которая при данных значениях температуры, вяз-
кости, поверхностного натяжения расплава и кривизны диска обес-
печивает отрыв одного слоя расплава от остальной его массы. При
этом происходит расслоение вязкого слоя сдвига на части: одна из
них (/Q, в которой & >t?Kp, остается на диске и извлекается из
общей массы, а другая, в которой г? < остается в расплаве.
Таким образом, толщина извлекаемого жидкого слоя не превыша-
ет толщину вязкого слоя сдвига.

Подробный анализ процессов, происходящих на первой ста-
дии ВЗР, дает возможность прогнозировать скорость охлаждения,
структуру получаемых материалов и их форму. Формообразование
происходит именно на первой стадии, поэтому важно уметь воз-
действовать на процесс охлаждения и затвердевания расплава в

контакте с диском.

Один из наиболее очевидных способов изменения скорости
вращения диска, а точнее, линейной скорости рабочей поверхно-
сти диска — зависимость средней толщины получаемой продук-
ции от линейной скорости диска приведена на рис. 1.23. Умень-
шение толщины волокон, порошков и другой продукции при уве-
личении скорости вращения диска приводит к повышению скоро-
сти охлаждения и соответствующему изменению структуры.

Рис. 1.23. Зависимость средней
толщины получаемой продук-
ции от линейной скорости на
поверхности диска

0,м/с

Увеличение скорости вращения диска при неизменной про-
тяженности контакта диск—расплав приводит к сокращению дли-
тельности первой стадии. Но при очень высоких скоростях враще-
ния происходит изменение гидродинамических режимов течения
расплава у поверхности диска. Кроме того, при проведении про-
цесса в газовой атмосфере (на воздухе, в инертной среде и др.)
наблюдается образование газового пограничного слоя, который на-
рушает стабильность поверхности расплава, генерирует колебания
(волны на поверхности) и даже может резко ухудшать условия
теплообмена, попадая между поверхностями диска и расплава. В
результате нарушается однородность получаемой продукции, про-
цесс ВЗР периодически прерывается. Такие явления не только ухуд-
шают качество дисперсных материалов, но и снижают производи-
тельность процесса. Колебания расплава и соответствующие отри-
цательные явления могут быть вызваны и другими факторами: пло-
хой балансировкой диска, шероховатостью поверхности и т.д.

Для изучения стабильности процесса ВЗР при различных ре-
жимах и схемах подачи расплава можно рекомендовать простую
методику. Суть ее заключается в получении длинного волокна (дли-
ной большей, чем окружность используемого диска) на диске с
78
___________Теория и технология получения быстрозакаленных материалов
одной рабочей кромкой. Затем это волокно разрезают на отрезки
одинаковой длины, из которых изготавливают торцевые шлифы с
сохранением ориентировки. По изменению толщины и сечения
частиц можно, используя математическую модель ВЗР, опреде-
лить частоту и амплитуду колебаний расплава в зоне затвердева-
ния, а также их природу. Естественно, что при этом учитывают
поверхностное натяжение, вязкость и другие характеристики рас-
плава. В качестве примера на рис. 1.24 показано сечение волокна
алюминиевого сплава, полученного при экстремальных, нестабиль-
ных режимах. Использование такой методики позволяет быстро
найти оптимальные режимы для различных материалов.

Еще один способ влияния на длительность первой стадии —
изменение протяженности контакта диска с расплавом. Этого можно
достичь разными путями. Например, используя специальные при-
способления типа плавающей на поверхности расплава защитной
пластины с калиброванным отверстием или щелевого капилляра
[31]. Плавающая пластина ограничивает протяженность контакта и
одновременно защищает поверхность расплава от газовых потоков.

В работе [20] показана возможность воздействия электричес-

кого тока и магнитного поля на
процесс затвердевания расплава.
Рассмотрено изменение микро-
структуры получаемых материалов
при пропускании постоянного и
переменного электрического тока,
наложении постоянного и пере-
менного магнитного поля, а так-
же всех их возможных комбинаций.
При этом воздействие на расплав
внешних факторов приводит к зна-
чительным структурным измене-
ниям, особенно при высоких ско-
ростях охлаждения, когда подавле-
ны релаксационные процессы
вблизи фронта затвердевания.

Рис. 1.24. Изменение сечения волокна
при нестабильном контакте диска с
расплавом
Важное значение имеет глубина погружения диска в расплав-
ленный металл. Этот вопрос не так прост, как может показаться на
первый взгляд. Процесс ВЗР с нижней подачей расплава позволя-
ет регулировать погружение диска за счет изменения скорости его
опускания в ванну при постоянной скорости вращения. Глубина
погружения зависит от динамического равновесия между количе-
ством извлекаемого из ванны материала и соответствующего пе-
ремещения диска, т.е. от точности отслеживания управляющей
системой уровня расплава в ванне в текущий момент времени.
Использование современных средств управления на основе ЭВМ
позволяет эффективно управлять процессом ВЗР.

Как было отмечено, на процесс охлаждения и затвердевания
расплава оказывает влияние состояние контакта между диском и
расплавом. С этой точки зрения необходимо правильно подбирать
пару материалов диска и расплава, избегать попадания газовых пу-
зырьков в зону контакта и поддерживать на необходимом уровне
состояние поверхности диска. Поверхность диска играет важную
роль и на второй стадии ВЗР.

На второй стадии (рис. 1.25) происходит затвердевание из-
влеченной части вязкого слоя сдвига и дальнейшее охлаждение
всей твердой фазы (см. рис. 1.21). Тепловые расчеты здесь не пред-
ставляют особых затруднений. Наибольший интерес представляет
прогнозирование длительности второй стадии.

Решение уравнения теплопроводности применительно ко вто-
рой стадии позволяет оценить температуру затвердевшего матери-
ала через некоторое время т после выхода из ванны расплава. На
основе этйх оценочных расчетов можно определить время, за ко-
торое произойдет охлаждение частицы до заданной температуры.
Для аморфных сплавов конечная температура должна быть ниже
Тл для кристаллических — ниже температуры распада твердого ра-
створа или необходимой фазы.

Рис. 1.25. Тепловые про-
цессы на второй стадии
ВЗР
Самый сложный вопрос — как обеспечить нужную длитель-
ность второй стадии. При первом рассмотрении этого вопроса лег-
ко заметить, что отрыв затвердевшей частицы произойдет, если
центробежная сила F, действующая на частицу, превзойдет силу
адгезии Гй (сцепления). В точке отрыва будет действовать равенство
Г = Fa. Центробежная сила при данных режимах вращения диска
будет зависеть от массы частицы, но одна и та же частица не изме-
няет своей массы на второй стадии, следовательно, F = const.
Значит, на второй стадии происходит изменение силы связи час-
тицы с диском. За счет чего она может изменяться? Основной при-
чиной является изменение размеров частицы при охлаждении. Это
изменение можно описать количественно с помощью коэффици-
ента термического расширения а. Уменьшение размеров частицы
при неизменной поверхности контакта с диском создает на гра-
нице раздела напряжение, величину которого можно оценить по
формуле [67]:

о = ЕаДТ,

где Е — модуль Юнга; АТ— изменение температуры при охлажде-
нии.

Подставляя значения для железа Е =. 140* 103 МПа, а =
= 15 • 10-6°С, получаем напряжение, равное 2,1 МПа на Г С.

При охлаждении от температуры плавления до комнатной
напряжение превысит 3000 МПа. Ясно, что даже при меньших АТ
напряжения в контакте могут разорвать часть связей и уменьшить
силу адгезии Г. Конечно, наряду с этим следует учитывать и воз-
можность релаксации напряжений, и перепад температур внутри
самой частицы, и коэффициент температурного расширения дис-
ка, а также ряд других факторов. Для нахождения наиболее важ-
ных факторов, определяющих скорость охлаждения на второй ста-
дии и ее длительность, необходимы специальные эксперименты.
Проведенные в МАТИ им. К.Э. Циолковского работы позволили
учесть вклад различных факторов (шероховатость поверхности,
свойства материала диска и расплава, газовая атмосфера и т.д.) в
длительность второй стадии. Полученные данные используют для
оптимизации процесса ВЗР применительно к материалам как ме-
таллическим, так и неметаллическим.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1.	Аморфные сплавы //А.И.Манохин, Б.С.Митин, В.А.Васильев, А.В.Ревя-
кин. - М.: Металлургия, 1984. - 160 с.

2.	Аморфные металлические сплавы. :Пер. с англ. / Под ред. Ф.Е. Лю-
борского.: - М.: Металлургия, 1987. - 584 с.

3.	Аморфные металлические материалы. - М.: Наука, 1984. - 160 с.

4.	Аморфные металлы /К. Судзуки, X. Фудзимори, К.Хасимото. :Пер. с
япон. Под ред. Масумото.- М.: Металлургия, 1987. - 328 с.

5.	Аморфные ферро- и ферримагнетики :Пер. с нем. М.: - Мир, 1982. -
296 с.

6.	Быстрозакаленные материалы :Пер. с англ. / Под ред. Б. Кантора. -
М.: Металлургия, 1983. - 472 с.

7.	Мирошниченко И. С. Закалка из жидкого состояния. - М.: Металлур-
гия, 1982. - 168 с.

8.	Металлические стекла: Пер. с англ. /Под ред. Дж.Дж. Гил мар а и Х.Дж.
Лими. - М.: Металлургия, 1984. - 264 с.

9.	Золотухин И. В. Физические свойства аморфных металлических мате-
риалов. - М.: Металлургия, 1986. - 176 с.

10.	Физико-химические основы создания аморфных металлических
сплавов /Ю.К Ковнеристый, Э.К Осипов, Е.А. Трофимова. - М.: Наука, 1983.
-145 с.

11.	Сверхбыстрая закалка жидких сплавов: Пер. с англ. / Под ред. Г.
Германа, -М.: Металлургия, 1986. - 375 с.

12.	Аморфные прецизионные сплавы: Науч. тр. / МЧМ СССР. М.: Ме-
таллургия, 1981.- 88 с.

13.	Duwez Р, WillensR.H., Klement W.//J. Appl. Phys., 1960. № 31. P. 1136-
1137.

14.	Proc. 1-st Int. Conf. RSP, 1978. Baton Rouge. 398 p.

15.	Proc. 2-st Int. Conf. RQM, 1976. МГГ. 867 p.

MaringerR.E., Mobley C.E. // J.Vak. Sd. Techn. 1974. V. 11. P. 1067-1071.

17.	MaringerR.E., Mobley C.E., CollingsE.W.- Proc. 2-d Conf. RQM. 1976.
310 P.

18.	Митин Б. С. Аморфные и микрокристаллические материалы для при-
боростроения. - М.: ЦНИИТЭИ, 1983. - 36 с.

19.	Митин Б.С., Кошкин К.Н., Васильев В.А., СкуридинАА. /Цветные
металлы. 1983. № 3. С. 74-76.

20.	Митин Б.С., Васильев В.А. - // Проблемы порошковой металлургии.
-Л.: Наука, 1982. С. 59-65.

21.	Boulby КА., Wood J. V. // Powder metallurgy. 1986. V. 29. № 1. Р.33-36.

22.	Asai S., Yasui К, Muchi I. // Transactions ISU. V. 18.1978. P. 754-760.
23.	Rapidly Quenches Metals 6. V. 2. Proc, of 6-th Int. Cong. RQM, Montreal,
1988. 280 p.

24.	BoulbyK.A. I I Powder Metallurgy. 1987. V. 30, № 1. P. 17-21.

25.	Proc. 3-d Int. RQM, London, Met. Soc., 1978.937 p.

26.	Proc. 4-th Int. RQM. Japan, Inst, of Metals, Sendai, 1982. 360 p.

27.	Metal Powder Report. 1987. V. 42. № 7/8. P. 565-566.

28.	Глазов B.M. // Проблемы материаловедения цветных металлов и
сплавов. - М.: Металлургия. 1978. С. 181-182.

29.	Lui J. et al. // Materials Science and Eng. 1988. V 98. P. 21-24.

30.	Proc. Int. Conf. Powder Met. Orlando PM-88.988. P. 820.

31.	AICHE Symp. ser. 1978. V. 74. № 180. P. 46.

32.	J. Mater. Sd. 1987. V. 22. № 8. P. 31.

33.	Бадинтер У.Я. Литой микропровод и его свойства. - Кишинев:
Штиница, 1973. - 318 с.

34.	Mayfield J. // Avication Week and Space Techn. 1981. V. 114. № 4. P. 46-
49.

35.	Proc. Int. Conf. Powder Metallurgy. Diisseldorf PM-86,1987. 220 p.

36.	Proc. Int. Conf. Powder Metallurgy. PM-82,1983.120 p.

37.	Порошковая металлургия и напыленные покрытия. / Под ред. Б.С.
Митина. - М.: Металлургия, 1987. - 792 с.

38.	Yamaguchi Т, Marita К. // IEEE Trans. Magn. 1981. V. 113. № 5. Р. 468-
471.

39.	Архангельский В.М., Васильев В.А., Митин Б. С., Скуридин А.А. // По-
рошковая металлургия, 1986. № 6. С. 10-14.

40.	Proc. Int. Conf. Rapidly Quenched Metals. 1988.6 RQ-6. V. 1. P. 61-75.

41.	Физическое металловедение. T. 2: Пер с англ. / Под ред. Кана. -М.:
Металлургия, 1987. - 624 с.

42.	Takayama D. ЦУ Mater. Sci. 1976. V. 11. № 1. Р. 164-185.

43.	Morris К С. //J. Appl. Phys. 1979. № 50(5). Р. 3250-3257.

44.	HeimendalL. //1. Phys. F (Metal Phys.). 1975. V. 5. P. 141-142.

45.	KoskenmakiD.C. // Mat. Sci. Eng. 1976. V. 26. P. 207-210.

46.	Proc. Int. Conf. Rapidly Quenched Metals. 5, RQ-5. 1985. V. 1 P. 28-36.

47.	Шелехов E.B., Еднерал H.B., Скоков Ю.А. // Изв. вузов. Черная метал-
лургия. 1983. №1. С. 96-102.

48.	Устойчивость фаз в металлах и сплавах: Пер. с англ. - М.: Мир, 1970.
- 408 с.

49.	Металлические стекла. Ионная структура, электронный перенос и
кристаллизация. Пер с англ. - М.: Мир, 1983. - 376 с.

50.	Waseda К, Masumoto Т //). Mater. Sci. 1977. V. 12. Р. 1927-1932.

51.	Cline С.F., Hopper R.//Sqt. Met. 1977. № 11. P. 1137-1139.

52.	MorrisD.G. //Metal. Sci. 1980. V. 14. № 6. P. 215-220.

53.	Processing of Str. Metals by Rapid Solidification. ASM, 1987. 280 p.
54.	Кипарисов С. С., Падалко О.В. Оборудование предприятий порошко-
вой металлургии. - М.: Металлургия, 1988. - 448 с.

55.	Порошковая металлургия жаропрочных сплавов: Пер. с англ. - М.:
Металлургия, 1989. - 340 с.

56.	Ray R. // Rapidly Solidified Amorphous and Crystalline Alloys. 1982.
P. 435-440.

57.	Абрамов O.B. // Физико-химия обработки материалов. 1987. № 5.
С. 117-120.

58.	Alp Г, Can М., A-Hassani S. T.S. // Powder Met. 1987. V. 30. № 1. P. 29-
36.

59.	Архангельский B.M., Васильев В. А., Митин Б. С. - Аморфные и микро-
кристаллические материалы для приборостроения. - М.: ЦНИИТЭИ,
1983. С. 30-34.

60.	Порошковая металлургия микрокристаллических и аморфных спла-
вов. Обзор. - М.: Черметинформация, 1988. Вып.9 (312). 63 с.

61.	Lavemia Е, Rai G, Grand N.J. // Mat. Sci. Eng. 1986. V.79. P. 211-221.

62.	Серов M.M., Митин Б. С., Васильев B.A. // Цветные металлы, 1988.
№9. С. 91-93.

63.	GatoT., TakehashiN.//Trans. Jap. Inst. Mat 1987. V. 28. №9. P. 734-741.

64.	Ray R. I I J. Mater. Sci. 1981. V. 16. P. 2927-2930.

65.	Metal Powder Report, 1987. V. 42. № 2. P. 121-124.

66.	Proc. 6-th Int. Conf. Rapidly Quenched Metals, RQ-6.1988. V. 3. P. 38-51.

67.	Nussbaum G.,AstD.G. //). Mat. Sci. 1987. V. 22. P. 23-26.

68.	Feis A., Horrbogen E, Friedrich // J. Mat. Sci. Let. 1984. V. 3. P. 639-642;
P. 569-574.
Глава 2. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ДИСКА С РАСПЛАВОМ
ПРИ ВЗР

2.1. Процессы нагрева диска (валка) и охлаждения
расплава при ВЗР

В данном разделе с использованием аналитических методов
исследованы процессы нагрева вращающегося валка большого ра-
диуса, а также процессы охлаждения расплава, в который этот
валок погружен.

Представляется целесообразным разбить решение задачи на
два этапа.

На первом этапе мы попытаемся найти распределение темпе-
ратур во вращающемся валке в зависимости от времени. Затем,
устремив временную переменную в бесконечность, получим не-
который установившийся циклический процесс. При этом, рас-
пределение температур в валке перед очередным погружением в
расплав (рис. 2.1) можно будет взять за одно из начальных условий
второго этапа решения нашей задачи. Другим начальным условием
второго этапа будет распределение температур в расплаве, кото-
рое примем равным температуре расплава на глубине, т.е. равным
некоторой константе.

Охладитель

Т . = const -О
воды

Т2 = поле темпе-
ратур в диске _

ГМ
Ух

Т. = поле темпе- |
а
ратур в расплаве и

Т =7
расп

О

Расплав

б

х

Рис. 2.1. Схема взаимодействия диска с расплавом (а) и постановка тепло-
вой задачи (б)
Корректность последнего условия проверяется следующими
рассуждениями.

Во-первых, при высоких скоростях вращения валка все про-
цессы теплообмена между диском и расплавом протекают в узком
пограничном слое расплава.

Во-вторых, этот пограничный слой, также с высокой скоро-
стью, уносится от точки вхождения валка в расплав.

В-третьих, на место унесенного расплава приходит расплав с
глубины, температура которого поддерживается на одном уровне.
Таким образом, в момент вхождения валка в расплав (начальный
момент во втором этапе) распределение температур в расплаве
вдоль оси АГ, нормальной к поверхности валка, будет постоянным
и равным температуре расплава на глубине.

Очевидно, что второй этап будет гораздо более сложным, чем
первый, так как здесь придется решать одновременно две взаимо-
связанные задачи нахождения распределения температур в валке
и в расплаве.

Перейдем к математической постановке задач первого и вто-
рого этапа, вводя необходимые упрощения, допускаемые физи-
ческой моделью процессов.

Постановка задачи

Температурное поле T2(x,t) в валке (первый этап)

Пусть толщина цилиндрического слоя валка намного меньше
радиуса R внешней поверхности валка. Тогда можно рассматривать
плоский случай, а так как ни одна точка на поверхности валка не
выделена, то можно рассматривать одну-единственную точку М
этой поверхности и, соответственно, одно радиальное направле-
ние: ОМ. Таким образом, переходим к линейному случаю.

Пусть внутри валка протекает охлаждающая жидкость, тем-
пературу которой мы примем за начало отсчета температур, т.е.
приравняем ее к нулю. Температуру расплава на глубине прирав-
няем к единице. Толщину цилиндрического слоя валка примем
равной единице, при этом координату будем отсчитывать от внут-
ренней поверхности цилиндрического слоя, которая омывается
охлаждающей жидкостью. Таким образом, координату точки и тем-
пературу в ней мы будем получать в долях от соответствующих
________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
интервалов. Все это делается для упрощения математических вык-
ладок. Обратный переход к физическим данным очевиден. Выбран-
ная нами точка М движется то в расплаве, то по соседству с зас-
тывшим расплавом, то в газовой атмосфере. Другими словами, тем-
пература в точке М меняется в зависимости от времени t. Пусть
эта зависимость определяется произвольной кусочно-непрерывной
функцией: f(t). Условие кусочной непрерывности вытекает из тео-
ремы о достаточных условиях применимости преобразования Лап-
ласа, которое позволяет преобразовывать уравнение с частными
производными (УЧП) в обыкновенное дифференциальное урав-
нение (ОДУ). Преобразование Лапласа задается формулой

4И = Jd',	(2.1)

О

где действительная переменная 5 принадлежит промежутку (0,«>).
После решения обыкновенного дифференциального уравнения
проводится обратное преобразование Лапласа, которое задается
формулой

= /(') = С1 /2 р* V ЛФ"*5 >	(2.2)

где интегрирование производится по прямой, параллельной мни-
мой оси в комплексной плоскости.

Итак, мы можем сформулировать математически задачу пер-
вого этапа:

уравнение изменения температуры Tj(x,t) в валке — задача 1:
(dT2/dt) = (a2)2(d2T2/dx2), 0 < х < 1, 0 < / < <*>;	(2.3)

граничные условия:

{ W) = 0,	(2.4)

Тг(\,!)=М}, 0 < / < °°;	(2.5)

начальные условия:

Т2(х,0) = 0, 0 < х S 1,	(2.6)

где а2 — коэффициент температуропроводности.

Здесь (а2)2 = кг/р2Ср2,

где р2 — плотность, Ср2 — теплоемкость, к2 — коэффициент
теплопроводности валка.
Температурное поле Tt(x,t) в расплаве (второй этап)

После завершения первого этапа, учитывая все сказанное вы-
ше о распределениях температуры в валке и в расплаве, обозначим
T2(x,t) (при / —> °°) первого этапа в момент касания расплава че-
рез , т.е. 7^ = Т2(х,0) — распределение температур в валке в
начальный момент второго этапа; Т/хД) = 1. Допустим, что меж-
ду валком и расплавом практически нет пузырьков газа (можно
рассматривать процесс в вакууме), т.е. поглощения тепла на гра-
нице двух сред не происходит, таким образом, тепло, которое про-
ходит по валку, равняется теплу, проходящему через границу двух
сред. Последнее мы будем определять как величину, пропорцио-
нальную разности температур на границе:

W,') - Т2(1,0] ,

где К — коэффициент теплопередачи.

Итак, мы можем сформулировать математически задачу вто-
рого этапа. Здесь коэффициенты с индексом “1” определяются так
же, как и в случае с коэффициентами валка.

Уравнение изменения температуры Tfat) в расплаве —
задача 2:

(dT/dr) = (a^TJdx2), 1< х <~, 0 < t < ~ ;	(2.7)

уравнение изменения температуры T2(x,t) в валке:
(dT2/df) = (a2)2(d2T2/dx2), О < х < 1, 0 <	;	(2.8)

граничные условия:

{ Т2(0,0 = О ,	(2.9)

Л,(бТ,/бх)х = 1 = ВДМ) - Т2(1,/)] ,	(2.10)

= ^(dT2/dx)_,,	(2.11)

7\(х	~Д) = 1 }, 0 < ? < о» ;	(2.12)

начальные условия:

{ Т2(х,0) = ВД,0<х<1 ,	(2.13)

Т1(х,0) = 1, 1 <х<оо}.	(2.14)

Необходимо заметить, что задача 2 не разбивается на две от-
88
__________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
дельные задачи. Здесь приходится одновременно вести решение
обоих уравнений. При этом в решении каждого из уравнений ис-
пользуются параметры другого уравнения, что является необходи-
мым следствием вида граничных условий задачи 2.

Аналитическое решение задачи 1

Математическая форма принципа Дюамеля
(импульсный случай)

Будем решать с помощью преобразования Лапласа одновре-
менно обе задачи: 1 и 2. Сопоставив решения, мы заметим, что
решение задачи 1 выражается через решение задачи 2, т.е. решение
задачи с изменяющимися во времени граничными условиями через
решение задачи с температурным импульсом на границе.

Таблица 2.1.

Применяем преобразование  Лапласа к задаче 2	Применяем преобразование  Лапласа к задаче 1
(ОДУ) (a2)2(d2B?dx2) - 5^(х)=0,  (ГУИо) = о,  V [2)Ж(1) = 1.  Решение ОДУ:  W = A exp(4s / а) + В exp(-Vsc / а),	(ОДУ) (a2)2(d2U/dx>) - sU(x)=0, ,гур)^(О) = о, V ]2)U(D=F(s).  Решение ОДУ:  W = С exp(Js / а) + D exp(-4sx / a),

Из граничных условий находим коэффициенты А, В, С, D.

1)	В = - A  2)	Л[ехр(77 / a) - exp(-Vs / a)] = 1.  A = 11 [2sh(V7 / a)].  W = {1 / [2sh(V7 / a)]} x x[exp(Vsc / a) - exp(—Zsx / a)] = = sh(7sx / a) / sh(-7s / a).  W = shf/sx / a) / sh(7s / a). Обратное преобразование w(x,/)cm. ниже	1)	C = -Z)  2)	C exp(Js / a) - exp(-Js / a) = F(s).  C= F(5)/[2sh(VJ/a)].  U = {F(s) / [2sh(Vs / a)]} x x[exp(-Zsx / a) - exp(-4sx / a)] = = F(s)[sh(Vix / a) / sh(-Vs / a)].  U = F(s)W.  Здесь:	= £[/(/)],  L[w(Ml
Итак, найдем T2(x,f):

Т2(х, t) = L-'[tZ(x, 0] = r’[F(s) • W(x, s)] = Г'{Д/(Г)] • lfr(x, /)]} =

= f(t)W(x,t) =

t

J /(t)PF(x, t - t)c!t,

J	(Интегралы равны)

ko

Для определенности возьмем один из интегралов, тогда ре-
шение задачи 1 запишется следующим образом:

= j f(t)W(x,t- t)d-r.	(2.15)

О

Формула (2.15) является математической формой принципа
Дюамеля.

* Аналитическое решение импульсной задачи 2

Решение преобразованного уравнения:

W = sh^Vsx / л) / sh(Vs / л).

Найдем прообраз w(x/) =	воспользовавшись раз-

ложением Хевисайда.

Если решение W(x,s) преобразованного уравнения имеет вид:

W(x,s) =

и q2(s) — однозначная функция аргумента s, имеющая конечное
или бесконечное число корней sn, т.е. точек, где q2(s) = 0, то при-
менением метода вычетов из теории функций комплексного пе-
ременного можно получить обратное преобразование Лапласа в
виде:

5)] =	(j„) /	(5Л)] exp(s„t),	(2.16)

где ^’(s.) = [<W/<b](*„) и Л — число корней sn, причем еще
предполагается, что все корни sn простые (т.е. они не являются
одновременно и корнями q2 : <72’(s„) # 0* для любых п).

90
^(s) = sh(Jsx / a), q2(s) = sh(Vs / а).

Для существования разложения Хевисайда необходимо:

1)	sh(Vs /а)~ однозначная функция s (очевидно);

2)	отыскать все корни q2(s)',

3)	показать их простоту: [sh( yfs /а)]'(sn) * 0 для любых п. Оты-
щем все корни sn:

sh(Vs/a) = 0 <->ish( Vs/a) = 0<->sin(zVs I a) = 0<-> iJs I a = nn,
где n = {... -2, -1, 0, 1, 2, ...} о у/s =irma, где n = {... -2, -1, 0, 1,
2, ...} <-> (y[s)2 = (inKa)2, где n = {0, 1, 2, Таким образом
получим:

s„= - (пка)2, где п = {0,1,2,...} .	(2.17)

Теперь покажем, что [sh( Vs / a )Г(яО * 0 для любых п.
Для производной от синуса гиперболического получаем:

(shw)' = [exp(zz) - exp(-zz)/2]' = [exp(w) + exp(-w)/2] = ch(w).

Тогда [sh(у/s/a )]'J=4ch(у/s/a )/2aу/s . Для числителя имеем:
ch(y[s/а) = cos(zу/s/а). Подставляем s = s/i.[ch(у/s/а)]($и) =
= cos(nn), где п = {0, 1, 2, ...}, т.е. числитель = (-1)я, где п = {0, 1,
2, ...}.

При л = 0 в знаменателе 0, т.е. мы имеем особенность, но в
этом случае важно, чтобы производная не равнялась нулю, а этого
не происходит, таким образом, все корни sn — простые.

Итак, все три условия разложения Хевисайда удовлетворены.
Перейдем к самому разложению:

w(x,t) = М W(x,s)} =
Заметим, что

Итак,

sin(zx) = zsh(x), или
sin[z(zx)] = zsh(zx), или
- sin(x) = ish(jx).

w

= £2ял2(-1)л ^ expl-^/mjMsin^ nx).

Л=1	L	J

Получаем аналитическое решение задачи 2:
w(x,f) = 2я-<?Х(Ч)л"1л-ехр|4<т‘лЛ]‘81п(я-лх).
Касание в точке

(2.18)

Теперь, когда получено аналитическое решение задачи 1:

t

Т2(х, /) = J /(t)w(x, t - т)ёт,
о

где w(x,t) задается формулой (2.18), аД/) — произвольная кусоч-
но-непрерывная функция, рассмотрим частный случай.

Пусть валок имеет такую маленькую площадь касания с рас-
плавом, что ее можно считать равной нулю, т.е. валок касается рас-
плава в одной единственной точке. При этом он вращается со скоро-
стью N оборотов в секунду. Тогда некая фиксированная точка по-
верхности валка будет получать тепловой импульс каждые (1/7V) се-
кунды. Другими словами, Д/) в задаче 1 можно задать в виде:

' (2.19)
где к — номер оборота валка.

Подставляем это выражение в T2(x,t), помня о том, что 5-
функция равна нулю всюду, кроме точки t = 0:

Z	( ОО	1

Т2кас(х, 0 = J ^(х, * “ Т К £ 5(т - / N) ЮТ.

0	U=0	J
Так как т изменяется от 0 до t, то для всех к, таких что (k/N)>
> t, 8-функция будет равна нулю. Поэтому от бесконечной суммы
остаются только первые kt слагаемых, где к = [/7V], т.е. целая часть
от числа (tN):

t

>]

ЪкаМ = j“ T) X6 • (Х “ к / N) Л =

о

k=Q

=	-х)8 (т-Л/ЛГ)<1т ►

k=Q О

И]

= Щ-М -к / N),
k=Q

Получаем решение частной задачи разогрева валка при малой
площади касания расплава:

И]

T2kac(x,t)= ^W(x,t-k/N),
£=0

(2.20)

где w(x,t) задается формулой (2.18).

Можно попытаться найти функцию w(x,t) эксперименталь-
но, формула (2.20) остается верной и в этом случае.

Температурное поле в расплаве

Итак, первый этап успешно завершен. Нами получено анали-
тическое выражение, описывающее процесс разогрева валка. Рас-
смотрим теперь смешанную задачу, а именно распределение тем-
пературы в расплаве с учетом процессов теплоотвода в закалоч-
ный валок.

Переходим ко второму этапу решения: рассмотрим процесс
одновременного нагрева валка и остывания расплава (валок погру-
жают в расплав). Смешанная краевая задача 2 была сформулирова-
на ранее [см. (2.7)—(2.14)].

Прямое преобразование Лапласа для задачи 2

Применяем преобразование Лапласа к системе (2.7)—(2.14):
(fl1)2(d2C71/dx2) = sUx - Tx(xfi) = sUx - 1,	(2.21)

(a2)2(d2tZ2/dx2) = sU2-T2(xfi) = sU2-T2(xfi\	(2.22)
При краевых условиях:

Ux(x -» оо) = 1/5 ,

Ц(0) = 0 ,

^(d^/dx)xsl= ЛЩ(1) -Ц(1)1 ,

(2.23)

(2.24)

(2.25)

(2.26)

Схема решения системы (2.21)—(2.26) проста.

Находим общий вид решения для каждого из уравнений:
(2.21) и (2.22), затем из краевых условий (2.23)—(2.26) находим
неопределенные коэффициенты. Но, как мы видим, последние два
граничных условия включают в себя как функцию Ul9 так и функ-
цию U2, а это означает, что коэффициенты, полученные нами при
решении системы уравнений, будут содержать параметры обеих
задач, а это, в свою очередь, означает, что невозможно решить
поочередно уравнения (2.7) и (2.8). Можно решить только систему
этих уравнений, т.е. вести одновременное решение обеих задач. В
этом заключено существенное отличие задачи 2 от задачи 1. Заме-
тим, что нас интересует здесь только распределение температур в
расплаве. Поэтому до конечного вида будем доводить лишь форму-
лы, относящиеся к процессам, протекающим в расплаве.

Общий вид решения уравнений

Общее решение уравнения (2.21) запишется в виде:

это можно проверить, подставив правую часть в уравнение (2.21)
вместо Ur Учитывая (2.23), получаем:

1/5 = Я1ехр(Л/^/л1) 4- 1/5, при х -» оо,

что возможно только при А = 0.

Тогда:

Щх) =	(2.27)

Найдем теперь общий вид решения уравнения (2.22):
линейное неоднородное уравнение
ЬОуп 4- Ыуп -1+ ... 4- Ьпу -f(x)

(2.28)

с любой правой частью fix) решается методом вариации постоян-
ных. Пусть найдено решение у = С{у{ + ... 4- Спуп линейного одно-
родного уравнения с той же левой частью. Тогда решение уравне-
ния (2.28) ищется в виде:

У = С1(х)у1 + ... + Са(х)уп.

Функции С.(х) определяются из системы:

С1Д+...+С„уя = 0,

Ci'yi+.-.+C^y,,' = Q,

Cl'yl^+...+c'y^ = 0,

В нашем случае решение линейного однородного уравнения
(a2yU2-sU = 0

запишется в виде:

U2= Ctexp(4^/(Q + С2ехр(-Т^/а) .

Тогда решение уравнения (2.22) ищется в виде:

иг = С^х)ехр(^/а2) +С,(х)ехр(-	/а2).

(2.29)

Функции С/х) и С2(х) из системы:

С{ (х) exp(Jsx / о2) 4- С2 (х) exp(-Jsx / о2) = О,
(аг)2. С( (x)fexp(Vsx / <%)] + С2 (x)fexp(-Vsx / «2)]  = -7n(x).

Проинтегрировав эту систему, получаем для Ц и С2:
С((х) = 4 - (1 / 2a2-Js)j T20(y)exp(-Vsy / а^у,
О

г- хе	г~	(2.30)

С2(х) = В2 + (1 / 2«2 V7)f T20(y)exp(Jsy / а^&у.

О

Подставляем (2.30) в (2.29), получаем:

tf2 = Л2 exp(Vs / а2) - (1 / T20(y)exp(-Vsy / ъУЛу х
о

х exp(Jsx / fy)* В2 exp(-Js / «2) +

X

+(1 / 2^2 vsf T2o(y)exp(Vsy / а^бу • exp(-Vbc / аД
о

Учитывая (2.24), получаем:

О = Лз+Bv т.е. В2 = -	.

Тогда:

U2(x) = Л2[ехр(л/1х / а2) - exp(-Jsx / а2)] +

+(1 / 2a24s) • {J T20(y)exp(Vjy / a2)dy • exp(-Vsx / a2) -
x	°	(2.31)

-JT20(y)exp(-4sy I a2)dy • exp(Jsx / a2)}.
0

Добавим в уравнение (2.27):

Ux(x) = Bx exp(-Jsx / a{)+1 / s.

Таким образом, определен общий вид решения для уравне-
ний (2.21) и (2.22). Мы имеем два неопределенных коэффициента:
Я2 и В{ и два соотношения: (2.25) и (2.26). С помощью последних
найдем коэффициент В{ (так как нас интересует только расплав).

Решение'уравнения для образа Ufx)

Подставив U2(x) и t7j(x) из (2.31) и (2.27) в уравнение (2.25),
получим:
k^B^-Js / а,)ехр(—Js / Л|)1 = К {Л, exp(-Vs / ц) +

+1 / s - [Л2(exp(Vs / ft) - exp(-Vs / ft)) +

+(1 / T20(y)exp(Vsy / а^йу  exp(-4s / ад -
о

-f Г20(у)еч>(-Лу / ft )dy • ехр(Л / 03))]}.	(232)

о

Подставив Ц(х) и {7,(х) в выражение (2.26), получим:

k^B^-Js /ад exp(-Js / ft)] =

= £2[4(Vs / 02) • (exp(Vs / ад + exp(-Zs / ft)) +
1

+f T20(y)exp(-Vsy/ft)dyexp(Vs /ft)/2(ft)2 -
0

-fT20(y)exp(-Vsy / ft)dy • exp(-Vs /ад/2(ftf].	(2-33)

0

Пусть (-Л /ад = q\, (Js /ad = ft, K/kt =alt К/кг=аг

Кроме того, мы используем равенства:

2cos(Zx) = [ехр(х> 4- ехр(—х)],

2isin(Zx) = [ехр(-х) - ехр(х)],
sin(x)cos(y) 4- cos(x)sin(y) = sin(x 4- у)9

которые вытекают из формулы Эйлера. Тогда уравнения (2.32) и

(2.33)	запишутся так:

ехр(-^)(1 + q{ / оц) +1 / s + A22isin(z^2) 4-

+1' / (ft)2ft]f T20(y)sin[jft(y - l)]dy = 0,	(2-34)

о

Bi expt-ft)^! / k2) + Л2д2 cos(Zft) -

-[1 / (ft)2]j TioC^costiftCy - l)]dy = 0.	(2-35)

0

4 — 3033
Теперь умножаем (2.34) на #2cos(z#2), а (2.35) — на (- z)sin(z^2)
и складываем полученные уравнения. В итоге остается только ко-
эффициент В(.

Bl exp(-tfi)[« sinfefcA / Л2) - (1 + ^ / aj)ft cos(/?2)] =

= (q21 s)cos(ty2) + [i / (02)2]f T20(y)sin(^2y)dy.	<2-36)

0

Заметим, что [l/(a2)2^2] = q2/s, (q^aj = (qfa/K) = (q2k2P/K) =

= (q2P/a^ где мы ввели? = (^ I q2k2) =	/ k2p2Cp2) = const.

Домножим полученное равенство на (—za2), поделим его на
q2 и введем обозначение: g = iq2.

Для получаем:

1

(-z)a2[cos(g) + gof ТгоОО sin(gy)dy] ехр(^)
о	(2.37)

s[Pa2 sin(g) + (za2 + Pg) cos(g)]

Подставив полученное значение В} в выражение (2.27), для
Щх) получим:

ВД =

1

-(i)a2[cos(g) + g0  f ?2о(У) sin(gy)dy]
____________________о_________________
4ЙХ2 sin(g) + ia2 + p8> cos(g)]

• expfa(l - x)] +

(2.38)

+(1/5).

Для того чтобы отыскать решение нашей задачи, необходимо
получить обратное преобразование Лапласа для функции Щх), а
для этого нужно найти корни выражения, стоящего в скобках в
знаменателе формулы (2.38). Это выражение имеет комплексные
корни, нахождение которых требует привлечения громоздких чис-
ленных методов, а обратное преобразование Лапласа оказывается
практически невозможным.

Получить так называемое “точное” решение, т.е. аналитичес-
кое решение уравнения Фурье, удается даже в простейшем одно-
мерном случае только для нескольких типов краевых условий. Но и
в этом случае, как видно из вышеприведенных расчетов, решение
98
выражается бесконечными рядами или специальными функция-
ми. Поэтому для оценки влияния какого-либо параметра или вы-
числения значения температуры в данный момент времени и в
данной точке пространства (расплава, цилиндра) необходимо при-
бегать к численным методам. Проделанные выкладки могут быть
использованы в качестве иллюстрации методов решения тепловых
задач и как подтверждение необходимости перехода к численному
анализу.

2.2.	Исследование взаимодействия на границе
диск—расплав в зависимости от природы материала
поверхности диска

Как отмечалось ранее, процесс ВЗР является многофактор-
ным, и при этом очень важное значение имеет подбор материала
диска для получения стабильной продукции с заданной скорос-
тью охлаждения. Результаты решения теоретической задачи зат-
вердевания расплава на поверхности вращающегося кристаллиза-
тора, а также многочисленные экспериментальные исследования
других авторов свидетельствуют о том, что теплопроводность ма-
териала диска во многом определяет скорость охлаждения распла-
ва. С этой точки зрения оптимальным материалом для изготовле-
ния диска-кристаллизатора является медь, имеющая после сереб-
ра наиболее высокую теплопроводность (397 Вт/м • К), в несколь-
ко раз превышающую теплопроводность других конструкционных
материалов, из которых возможно изготовление дисков ВЗР. Од-
нако необходимо учитывать взаимодействие расплава с поверхно-
стью диска, его эрозионную стойкость к материалу расплава, спо-
собность выдерживать большое число термоциклов. Из-за высокой
пластичности меди и ее сильного износа диспергируемым мате-
риалом часто приходится или заменять медь на ее сплавы, или
изготавливать диски из других материалов (например, стали), сни-
жая скорость охлаждения материала. При этом материал диска вы-
бирается методом опробования, и методики подбора контактиру-
ющей пары материалов диск—расплав пока не существует.
Механизмы взаимодействия диска-кристаллизатора
с расплавом

При диспергировании материалов методом ВЗР происходит
адгезионное взаимодействие диска с расплавом и затвердевшим
материалом. При этом можно рассматривать несколько механиз-
мов взаимодействия:

1.	Взаимную диффузию компонентов материала диска и рас-
плава.

2.	Межатомное взаимодействие.

3.	Электронное взаимодействие.

4.	Механическое взаимодействие диска с расплавом.

При получении дисперсных материалов методом ВЗР при
средних скоростях вращения диска около 10 м/с время взаимодей-
ствия поверхности диска с жидким расплавом и затвердевшим
материалом в момент погружения диска составляет около 10-3 —
10-4 с, а при пересчете на время чистого контакта с расплавом
10-4—lO^c. Такие короткие интервалы контакта, учитывая наличие
оксидных пленок и слоев атомов адсорбента на поверхности, не
дают в полной мере осуществиться диффузионным процессам,
учитывая, что, например, коэффициенты диффузии для алюми-
ния, цинка, олова и свинца в медь составляют 10-9— 10-12 см2/с.
Теоретически вероятно проникновение атомов на глубину поряд-
ка одноатомного слоя, поэтому влиянием диффузионных процес-
сов на взаимодействие диска с расплавом можно пренебречь.

За такое короткое время контакта наиболее вероятно прояв-
ление межатомного и электронного взаимодействия. При этом
межатомное взаимодействие можно рассчитать через энергию дис-
персионного взаимодействия [10]:

Зу“1а2 АЛ
2 R II +12 ’

(2.39)

где R — расстояние между атомами; и 12 — потенциалы иони-
зации; а, и ct2 - поляризуемость атомов; N — число атомов на
единицу площади поверхностного слоя (N = 2 • 108 ат/см2).

Электронное взаимодействие характеризуется электронным
обменом между атомами расплава и атомами поверхности диска-
кристаллизатора. Следует отметить, что электронная структура ве-
_______________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
щества является общей основой, через которую могут быть выра-
жены все другие виды структур и межатомное взаимодействие так-
же определяется электронной структурой взаимодействующих ма-
териалов. В работе [11] рассматривается электронный обмен между
атомами расплава и атомами оксида на поверхности диска, приве-
дены даже расчеты энергии взаимодействия в приближении силь-
ной связи. Получены результаты, позволяющие в некоторых слу-
чаях интерпретировать взаимодействие диска с расплавом. Однако
автор данной работы рассматривает взаимодействие расплава с
оксидом на поверхности диска нестехиометрического состава.

Экспериментальные исследования процесса ВЗР на свежепо-
лированном и окисленном диске свидетельствуют о значительной
разнице характеристик процесса. Таким образом, предлагается счи-
тать, что взаимодействие электронов осуществляется между ато-
мами материала диска и расплава, так как волновые функции элек-
тронов поверхности распространяются далеко в объем контакти-
рующего материала.

Роль оксидных пленок естественного происхождения, адсор-
бированных слоев предлагается рассматривать как потенциальный
барьер, оказывающий влияние на электронный обмен между ато-
мами диска и расплава. Прозрачность этого барьера в соответствии
с квантовой теорией определяется [12]:

D * expf- (U - E)°'5dx,
I h Jo

(2.40)

где U — высота барьера; Е — энергия частицы; а и b — координа-
ты начала и конца барьера.

При этом интенсифицировать электронный барьер можно:

1.	Уменьшением ширины барьера а - Ь, т.е. наиболее тесным
контактом материалов.

2.	Увеличением энергии электронов, участвующих в туннель-
ном эффекте, что достигается возбуждением атомов, например,
температурным воздействием.

3.	Снижением высоты Uпотенциального барьера.

Таким образом, за короткий интервал времени контакта дис-
ка с расплавом образование связей между атомами диска и атома-
ми расплава определяется электронным обменом атомов контак-
тирующих материалов. Это, в свою очередь, определяется элект-
ронным строением атомов и влияет на энергию взаимодействия и
процесс отделения продукции с диска после ее извлечения из рас-
плава. Если взаимодействие ограничено под воздействием опреде-
ленных причин при контакте диска с жидким расплавом, то воз-
можно отсутствие извлечения продукции из расплава или умень-
шения второй стадии процесса и, следовательно, скорости охлаж-
дения материала. Осуществляя подбор пары контактирующих ма-
териалов, воздействуя на поверхность диска-кристаллизатора, мож-
но управлять процессом взаимодействия, а также самим процес-
сом ВЗР.

Последний вид взаимодействия подразумевает чисто механи-
ческое извлечение слоя расплава в результате наличия шерохова-
тостей на поверхности диска. При этом возможно заклинивание
отдельных микровыступов на поверхности диска материалом рас-
плава, претерпевающим термическую усадку. Не учитывать дан-
ный механизм ошибочно, и интенсивность его проявления в зна-
чительной мере зависит от шероховатости поверхности диска, что
является предметом отдельных исследований.

Влияние строения атомов расплава и диска на процесс
контактного взаимодействия при высокоскоростном
затвердевании расплава

Одной из наиболее важных характеристик для определения
контактного взаимодействия жидких расплавов с твердым телом
является угол смачивания или угол растекания капли жидкого
расплава по поверхности твердой подложки. Данная характеристи-
ка тонко реагирует на состояние поверхности твердого тела, тем-
пературу контакта, наличие пленок оксидов, газовую среду.

Количественно оценить взаимодействие можно, используя
уравнение Юнга, определяющее величину межфазной поверхно-
стной энергии [13]:

су = о - ст cos 0 ,	(2.41)

где ст^ — межфазная поверхностная энергия на границе твердое—
жидкое; ст^ — межфазная поверхностная энергия на границе твердое
—газ; ст^ — межфазная поверхностная энергия на границе жид-
кость-газ; 0 — краевой угол смачивания.

В случае понижения значения ст^ и перехода ее в область
отрицательных значений происходит сильное взаимодействие.
Однако использовать данное уравнение и характеристику краевого
угла смачивания для контакта диска с расплавом нельзя, так как
уравнение Юнга выведено для равновесных условий, когда темпе-
ратура подложки соответствует температуре расплава. В процессе
ВЗР чаще всего температура расплава приближается к температуре
плавления диска или даже превышает ее и температура поверхности
диска даже ниже температуры расплава, т.е. процесс неравновесный
и нестационарный. В большинстве случаев определение равновесного
угла смачивания для пары диск—расплав затруднено или невоз-
можно в силу указанных причин.

Смачивание нельзя рассматривать только как поверхностный
эффект без учета влияния объема. Необходимо исходить из элект-
ронного строения вещества. В этом случае смачивание является
функцией электронного обмена между атомами подложки и рас-
плава. Поэтому в процессе ВЗР следует рассматривать динамичес-
кое смачивание затвердевающего расплава на холодной подложке,
исследуя кинетику изменения угла смачивания.

Авторы работы рассматривали динамическое смачивание рас-
плавом холодных подложек при быстрой закалке методом спиннин-
гования в зависимости от обменной энергии взаимодействия между
атомами расплава и подложки в приближении образования бинар-
ного сплава на границе раздела. Растекание или смачивание жидким
металлом поверхности образца влияет на теплопередачу через повер-
хность раздела и на характеристики закаленного продукта. В качестве
характеристики для выбора материала подложки предлагается
использовать значения обменной энергии со:

со« АЯ/Яах(1-х),	(2.42)

где АЯ— теплота образования системы из компонентов подложки
и расплава; ЯА — число Авогадро; х — атомная доля /-того компо-
нента.

При этом значения со четко коррелируют с удельной повер-
хностью получаемого порошка и толщиной частиц. При уменьшении
со (возрастание сил связи) значения удельной поверхности увели-
чивались, а толщина частиц уменьшалась.

Аналогичной характеристикой, предназначенной для оценки
взаимодействия между атомами системы, является значение об-
щей энергии валентной полосы (ОЭВП), предложенной авторами
работы [3]. Авторы исходили из того, что начальную стадию взаи-
модействия жидкого металла с твердым телом можно охарактери-
зовать как взаимодействие изолированных атомов, так как элект-
ронное строение поверхности вещества ближе к строению изоли-
рованных атомов, чем атомов внутренних слоев, а также процесс
взаимодействия сопровождается взаимной диффузией или нача-
лом ее, при которой атомы одного компонента взаимодействуют
непосредственно с атомами другого. Величина ОЭВП определяет-
ся как:

и=пхи1+ n2up(d,fi ,	(2.43)

где и — ОЭВП; uspdj~ одноэлектронные энергии валентных ор-
биталей, рассчитанные теоретически в слетгеровском приближе-
нии для всех элементов периодической системы; nv п2 — количе-
ство валентных электронов на валентных орбиталях $ и р (d, fi
электронов.

При нахождении разности ОЭВП двух соприкасающихся ато-
мов следует вычитать ОЭВП от атома с более высокой положи-
тельной валентностью. Отсутствие взаимодействия характеризует-
ся отрицательной разностью, наличие — положительной. Нами были
рассчитаны значения разности ОЭВП для возможных вариантов
контактирующих пар диск—расплав (табл. 2.2), при этом результа-
ты расчета в большинстве случаев коррелируют с эксперименталь-
ными данными (временем нахождения продукции на диске, воз-
можностью налипания частиц ВЗР на поверхность диска). Откло-
нения реального процесса от прогноза объясняются как влиянием
окисленности поверхности, так и появлением на поверхности диска
слоев (например, при диспергировании цинка). Однако следует от-
метить неудобство данной методики ввиду ее применимости толь-
ко к чистым металлам и отсутствия учета влияния других элемен-
тов, находящихся в составе материала диска и расплава.

Роль образования стабильных электронных конфигураций
в процессе взаимодействия диска с расплавом

Качественную оценку взаимодействия поверхности диска ВЗР
с жидким расплавом и затвердевшим материалом можно осуще-
ствить, используя данные об электронной структуре изолирован-
ных атомов материала с точки зрения образования стабильных
104
Таблица 2.2

Расчет разности ОЭВП для возможных пар материалов диска и расплава

Расплав	Материал дйска				
	Си	А1	Fe	Ni	Сг
А1	2,2617 +	0,000 +	-0,2055	-0,4310 ±	-3,8042  ±
Zn	0,7300 ±	-0,0083 +	-0,1972 +	-0,4258  ±	-3,7959 +
Sn	1,6942 +	0,2495 +	-0,0238 ±	-0,3293  ±	-1,0551  ±
Pb	1,6088 ±	0,1641 +	-0,1092 +	-0,4197 +	3,4200 +
Си	0 +	2,2617	-1,2891 +	-1,5177 +	2,0621
Fe	-1,2891 +	-0,2055	0 ±	-0,2286 ±	0,7730 ±
Примечание:	оптимальный выбор, '  пользование, — не рекомендуется.				“±” — возможно ИС-	

электронных конфигураций. В свое время такой подход был успеш-
но использован Г.В. Самсоновым и его сотрудниками для описа-
ния и прогнозирования процессов смачивания и адгезии тугоп-
лавких соединений с расплавами металлов. В основу конфигураци-
онной модели вещества (КМВ) положены следующие основные
принципы:

1.	В конденсированном состоянии вещества существуют две
подсистемы валентных электронов: локализованных и коллекти-
визированных.

2.	Электроны первой подсистемы в кристалле должны описы-
ваться не в приближении блоковских волн, а в приближении кон-
фигурационных флуктуаций в пределах коротких характеристи-
ческих интервалов времени.

3.	Наиболее энергетически устойчивые состояния в спектре
соответствуют свободным, полузаполненным или полностью за-
полненным конфигурациям, при этом полузаполненные конфи-
гурации наиболее эффективны в смысле образования межатомных
связей..

4.	Стабильность электронных конфигураций является функ-
цией главного квантового числа электронов.
Согласно этим принципам наиболее стабильными конфигу-
рациями являются у переходных металлов и 5—^-элементов кон-
фигурации вида s2, sp3 и s2^6. У переходных металлов наиболее ста-
бильной является полузаполненная конфигурация d5, затем б/10и
J0. Для оценки стабильности J-конфигураций возможен следую-
щий критерий: статистический вес атомов стабильной конфигура-
ции (СВАСК):

Р5 = ——100%;

"л

Ло = у Ю0%

Р5 = 10	• 100%;

Ло =^^100%.

0<п<5

(2.44)

10^л>5

Учитывая влияние каждого сорта атомов на образование ста-
бильных электронных конфигураций, можно предсказать или объяс-
нить поведение контактирующих систем, в том числе многоком-
понентных. Рассматривая взаимодействие расплавов с поверхнос-
тью диска, следует учитывать стремление системы к снижению
свободной энергии, склонность атомов каждого контактирующе-
го материала к электронному обмену в данных условиях. Учиты-
вая, что при температурах, превышающих на несколько десятков
или сотен градусов температуру плавления, электроны атомов
расплава находятся в сильно возбужденном состоянии и в основ-
ном сильно делокализованы. В этом случае, характерном для про-
цесса ВЗР, основная роль отводится материалу диска в возможно-
сти образования связей.

В случае, если диспергируемый материал и диск являются
непереходными металлами, степень активности взаимодействия
будет определяться степенью связности s-электронов, которая вы.-
ражается в потенциале ионизации атомов. При контактировании
переходных металлов или переходного с непереходным их склон-
ность в активному взаимодействию будет определяться донорно-
акцепторной способностью электронов ^-уровней. При переходе к
________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
сплавам, содержащим несколько элементов, возможны разные ва-
рианты их влияния на процессы контактного взаимодействия. При
добавлении к непереходному металлу переходного при определен-
ных условиях возможно статистическое заполнение ^-электрон-
ных оболочек переходного металла внешними электронами непе-
реходного. Это может приводить к снижению электронного обме-
на между расплавом и диском, что, например, заметно при дис-
пергировании чешуек расплава АМЦ по сравнению с чистым алю-
минием.

Процессы взаимодействия диска ВЗР с затвердевшей
частицей и отделение продукции с поверхности диска

После затвердевания слоя расплава на поверхности диска
происходит его усадка в процессе охлаждения. При этом, как от-
мечалось выше, происходит взаимное перемещение частиц и по-
верхностей диска, приводящее к разрушению образовавшихся фи-
зических связей. Этот процесс напоминает по своей природе тре-
ние двух соприкасающихся поверхностей относительно друг друга.

Маринжер в своей работе приводит следующие варианты пе-
реноса атомов в зоне контакта диска с расплавом при разрушении
связей и отделении продукции с поверхности диска: 1) атомы рас-
плава переходят на поверхность диска; 2) атомы материала диска
переходят в расплав; 3) разрыв связей осуществляется по поверх-
ности раздела без взаимного перехода атомов расплава и диска.

В первом варианте на поверхности диска через некоторое вре-
мя работы появляется след, представляющий собой атомы мате-
риала расплава или продуктов его взаимодействия с атмосферой.
Примером может служить диспергирование цинка. Результаты спек-
трального и химического анализа свидетельствуют о наличии на
поверхности диска слоя цинка и его оксида в результате взаимо-
действия с кислородом воздуха. Диспергирование таких материа-
лов требует применения очищающих устройств для удаления об-
разовавшегося слоя или хотя бы стабилизации его толщины, так
как образующийся слой может оказывать заметное влияние на
процессы теплопередачи.

Во втором варианте наблюдается эрозия поверхности диска,
когда через короткое время на диске появляются следы износа.
Примером может служить получение материалов на основе железа
и никеля. Результаты спектрального анализа свидетельствуют о
следах меди на внутренней поверхности частиц ВЗР при использо-
вании медного кристаллизатора. В данном варианте применение
очищающего устройства неэффективно.

В третьем варианте наблюдается образование на поверхности
диска оксидной пленки или слоя адсорбированного вещества, ко-
торые мешают непосредственному контакту диска с расплавом,
однако, это также зависит от особенности электронного строения
материала диска и расплава.

Указанные явления вызваны стремлением системы к сниже-
нию свободной энергии, что возможно лишь в случае обмена элек-
тронами. При этом интенсивность электронного обмена увеличи-
вается с ростом разностей уровней возбуждения атомов и энергий
локализации электронов. Направление переноса зависит от степе-
ни локализации валентных электронов и должно осуществляться
от металла с большей долей нелокализованных электронов к ме-
таллу с более стабильной электронной системой. В случае равно-
весной доли локализованных электронов на обеих поверхностях
переноса не происходит. В результате увеличения доли локализо-
ванных электронов при контакте поверхностей и увеличения дав-
ления в зоне контакта связи между атомами могут не разрушаться,
что приводит к “налипанию” частиц ВЗР на поверхность диска-
кристаллизатора. Причиной увеличения энергии связи является
деформация электронных оболочек, т.е. возбуждение конфигура-
ций атомов на поверхности. Высота потенциального барьера при
прочих равных условиях зависит от степени устойчивости конфи-
гураций и увеличивается параллельно с последней.

Экспериментальное исследование влияния состава
поверхности диска на его взаимодействие с расплавом

В качестве характеристики взаимодействия расплава с повер-
хностью диска выбрано время нахождения частицы ВЗР надиске
до момента отделения с его поверхности после извлечения из рас-
плава, что характеризуется углом отрыва продукции а. Измерение
угла отрыва проводили по результатам кинофотосъемки, опреде-
ляя среднее его значение многократным наложением кадров друг
на друга. Съемку осуществляли с помощью фотоаппарата “Зенит-
19” и кинокамеры “Красногорск”. В качестве исследуемых матери-
алов были выбраны простые металлы: олово, свинец, цинк, алю-
108
___________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
миний и два припоя ПМФОЦр и П21. Одновременно осуществля-
лась скоростная киносъемка на СКС. Эксперимент проводили на
установке “Циклон-11”, внешний вид которой представлен на (рис.
2.2). Установка включает в себя медный, охлаждаемый водой диск
с одним выступом на рабочей поверхности шириной 2,5 мм, при-
вод диска с двигателем постоянного тока мощностью 0,86 кВт и
скоростью вращения до 3000 об/мин. Также установка включает в
себя ванну с расплавом, подаваемую к вращающемуся диску сни-
зу. Диаметр диска составляет 0,2 м.

Рис. 2.2. Установка “Циклон-11”:

1 — расплав; 2 — твердый материал;

3 — подъемник; 4 — нагреватель;

5 — диск; 6 — тигель; 7 — сборник
продукции

Из-за сложности изготовления диска ВЗР из различных мате-
риалов было предложено нанесение слоев различных покрытий
на рабочую поверхность диска. Наиболее качественные покрытия
на медном диске получали в результате электрохимической обра-
ботки диска. Покрытия, полученные вакуумным напылением, име-
ли гораздо худшую адгезию к медному диску и в результате тер-
моциклического воздействия при экстракции расплава на многих
участках происходило отслоение покрытия. Нанесение покрытий
осуществлялось и с целью выявления их влияния на процессы теп-
лопередачи и износостойкость поверхности диска.

Процесс изучали на медном полированном диске с шерохо-
ватостью поверхности Rz = 0,2 мкм и на дисках, имеющих никеле-
вое и хромовое покрытие. Выбор состава покрытия сделан с уче-
том электронного строения этих металлов, что представлено в табл.
2.3.
Таблица 2.3.

Электронное строение материала поверхности дисков ВЗР

Материал покрытия	Строение валентного уровня электронов	СВАСК d5, d10
Медь Никель Хром	3</|04? 3d84j2 3^4?	Ао=1  Pi = 0,4; Рю = 0,6  Л= 1

Покрытия наносились на установке, разработанной в МАТИ
им. К.Э. Циолковского. Особенность метода нанесения покрытий
заключается в том, что диск не погружается в электролит цели-
ком, а только на величину рабочей кромки, вращаясь со скорос-
тью 0,5—6 об/мин. Катодом является непосредственно диск ВЗР,
который с помощью скользящего контакта соединен с источни-
ком тока. Источник питания установки представляет собой вып-
рямительное устройство со сглаживающим фильтром, рассчитан-
ное на выходное напряжение 12 В и мощность 0,5 кВт.

В качестве анода для нанесения никелевого покрытия ис-
пользовали никелевый лист. Процесс проводили в хлоридно-суль-
фатном электролите, содержащем 600 г/л NiSO4; 50 г/л NiCl2;
0,5 г/л H2SO4 при t = 50—60°С, /а = 2—8 А/дм, п = 0,1—5 об/мин.

Для нанесения хрома выбран стандартный электролит (со
средней концентрацией хромового ангидрида) с использованием
свинцового анода: 300 г/л СгО3; 15 г/л SrSO4 при t = 50—65°С, /а=
= 90—300 А/дм, п = 0,1—5 об/мин.

Режимы никелирования и хромирования выбирали таким
образом, чтобы обеспечить одинаковую толщину покрытия, кото-
рая составляет 15—20 мкм.

Шероховатость поверхности диска с покрытием соответство-
вала шероховатости медного диска без покрытия. Процесс ВЗР прос-
тых металлов и сплавов осуществляли в режиме получения непре-
рывной продукции шириной 2,5 мм. При этом для каждого матери-
ала при изменении состава поверхности диска температура рас-
плава, скорость вращения диска и глубина погружения поддержива-
лись постоянными. Было изучено влияние покрытий на угол отры-
ва продукции, структуру получаемых частиц и их толщину.

Использование метода нанесения покрытий на частично по-
груженный в электролит вращающийся диск позволило достичь
ПО
_________________________Вз^имрде^дт^иелис^ Q р^сги^ром при
высокой плотности покрытия по сравнению с традиционными ста-
тическими способами нанесения гальванического покрытия.

Следует отметить полное отсутствие взаимодействия диска с
хромовым покрытием при получении продукции из расплава при-
поя ПМФОЦр. При наличии теплопередачи между контактирую-
щими металлическими поверхностями, расплав кристаллизуется,
однако при отсутствии достаточной энергии связи поверхностное
натяжение расплава не позволяет диску извлекать продукцию,
возвращая затвердевший слой и переплавляя его в объеме ванны.
Отсутствие заметного взаимодействия можно объяснить влиянием
фосфора, присутствующего в расплаве припоя. Его атомы в воз-
бужденном состоянии являются сильным акцептором, которые
стремятся достроить свою конфигурацию до стабильной ^р6,
используя делокализованные электроны атомов меди в расплаве,
что приводит к снижению вероятности электронного обмена меж-
ду диском и расплавом.

Влияние покрытий на диске на толщину получаемой продук-
ции показано в табл. 2.4.

Таблица 2.4

Влияние покрытий на медном диске ВЗР на толщину получаемых
частиц (эксиернмент/расчет)

Материал поверхности диска	Отношение толщин различных диспергируемых материалов					
	Sn	РЪ	Zn	Al	П21	ПМФОЦр
Медь Никель Хром	100/100 95/97 98/97	100/100 85/89 100/96	100/100 90/92 96/98	100/100 92/98 100/97	100/100 86/89 100/95	100/100 85/90 -/93

Следует отметить, что наличие покрытия на медйом диске
не уменьшает заметно толщины частицы ВЗР, что свидетельствует
о незначительном снижении скорости охлаждения. Исследование
структуры припоев, полученных с покрытием на диске, не выя-
вило заметных отличий от структуры частиц, полученных на мед-
ной поверхности. Это свидетельствует о возможности использова-
ния покрытий на поверхности дисков ВЗР для управления про-
цессом взаимодействия диска с расплавом без заметного сниже-
ния скорости охлаждения расплава. При этом следует отметить
несомненное увеличение износостойкости диска при использова-
нии покрытий из металлов высокой твердости.
2.3.	Исследование влияния состояния поверхности
диска-кристаллизатора на характеристики

процесса ВЗР

Как было отмечено, наряду с электронным взаимодействием
диска с расплавом может происходить механическое зацепление
диском расплава. Характер и интенсивность механического взаи-
модействия зависит от технологии подготовки диска к работе.
Обычно процесс подготовки напоминает методику приготовления
металлографических шлифов. После абразивной шлифовки осуще-
ствляется полировка поверхности пастами или мелкозернистой
наждачной бумагой. Основное отличие от приготовления шлифов
заключается в значительной величине обрабатываемой поверхнос-
ти и в том, что обработка проводится в одном направлении, что
затрудняет устранение дефектов.

В отечественной литературе практически не изучено влияние
обработки дисков и состояния их поверхности на процесс затверде-
вания расплава. Отдельные сведения и наблюдения специалистов в
этой области не подвергнуты систематическому анализу и носят
довольно разобщенный характер. Поэтому указанной проблеме,
имеющей немаловажное значение при создании высокопроизво-
дительного оборудования, посвящена данная часть работы.

Образование контакта диск—расплав и отделение частиц
с поверхности диска

При прохождении диска ВЗР в расплаве в начальный момент
времени образуется контакт между поверхностью диска и жидким
металлом, затем в контакте находятся две твердые фазы: поверх-
ность диска и затвердевший материал, претерпевающий терми-
ческое сжатие в результате охлаждения. Наконец, происходит от-
рыв продукции с поверхности диска и дальнейшее ее перемеще-
ние определяется приобретаемым центробежным ускорением в
момент отрыва и сопротивлением газовой среды.

При вращении диска ббльшая его часть находится в газовой
среде. При этом около поверхности диска образуется пограничный
слой газа, захватываемый вращающимся кристаллизатором. При
погружении участка поверхности в расплав газовая среда попадает
112
________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
в зону контакта диска с расплавом. При резком увеличении темпе-
ратуры газ в зоне контакта претерпевает значительное расширение.
Часть его может вытесняться расплавом с боков погруженной кром-
ки диска, другая — может быть “заморожена” в результате сниже-
ния вязкости расплава в области контакта и в результате охлажде-
ния и затвердевания слоя жидкого металла. Это может явиться од-
ной из причин образования раковин на внутренней стороне час-
тиц ВЗР. Другим источником газовых пор или раковин является
десорбция газов с поверхности диска при резком нагреве. Однако
влияние второго фактора при установившемся режиме работы диска
незначительно. Поверхность диска прогревается за довольно ко-
роткий промежуток времени и содержит незначительное количе-
ство адсорбата. В то же время не исключено, что в случае протека-
ния межфазных реакций с образованием новых продуктов на гра-
нице диск—расплав влияние поверхностных слоев может увели-
читься.

Вышеизложенное находит подтверждение в различных рабо-
тах, описывающих процесс быстрой закалки из расплава в вакууме.
При этом прилегающая к диску поверхность частиц не содержит
раковин, которые наблюдаются при работе в газовой среде. Захват
диском газа при погружении в расплав оказывает отрицательное
влияние на тепловые условия охлаждения получаемого материала,
так как газовые поры снижают теплоотдачу от расплава к диску в
результате уменьшения площади контактной поверхности.

Количество захватываемого газа связано с состоянием повер-
хности диска-кристаллизатора, а следовательно, с видом ее обра-
ботки. Диск с шероховатой поверхностью будет захватывать боль-
шее количество газа, который особо трудно удаляется из впадин
микронеровностей, так как направление борозд на поверхности
совпадает с направлением вращения и поперечное перемещение
захватываемого газа при его расширении затруднено.

Величина и характер микронеровностей оказывают влияние
на аэродинамику и гидродинамику процесса, а также на частоту и
амплитуду колебания поверхности расплава, что проявляется в
неравномерности по толщине получаемой продукции.

Однако, согласно известным литературным данным, состоя-
ние поверхности подложки, величина ее шероховатости оказыва-
ют влияние на величину теплоотдачи и пограничного слоя жидко-
сти или газа, обтекающих поверхность тела, а также на характер
обтекания (т.е. на ламинарность или турбулентность потока жид-
кости). При этом наблюдается смещение критического числа Рей-
нольдса в сторону больших значений при увеличении чистоты по-
верхности. Таким образом, следует ожидать влияния характера
обработки поверхности на процесс затвердевания, на структуру
получаемой продукции, особенно в случае получения высокотем-
пературных материалов, чувствительных к изменениям в скорости
охлаждения.

Реальная поверхность диска представляет собой совокупность
выступов и впадин микрорельефа. В процессе затвердевания и усадки
при относительном давлении поверхности диска и частицы воз-
можно возникновение значительных напряжений сжатия на от-
дельных выступах поверхности.

В случае мягкого материала диска (чаще всего используется
медь) может происходить отрыв микровыступов вместе с отделя-
емой частицей. При использовании дисков из твердых материалов
с грубым микрорельефом будет происходить заклинивание неко-
торых выступов в материале продукции и прочность образуемой
связи превысит центробежное усилие отрыва. В данной ситуации
происходит так называемое “налипание” материала расплава и он
остается на поверхности диска. Даже при использовании мягкого
материала диска с грубо обработанной поверхностью не происхо-
дит отделение частиц, что часто наблюдается на практике, особенно
в случаях получения дискретной продукции, когда на диске име-
ются острые края выступов, практически неустранимые в процес-
се обработки абразивными материалами. Возможность проявления
описанных процессов вынуждает использовать в работе различные
щетки или валики для снятия неотделившихся частиц.

В крайнем случае напряжения сжатия могут достичь такой
величины, что в условиях прогретой поверхности в зоне контакта
возможно контактное плавление материала. Конечно, описанные
процессы зависят в определенной мере от соотношения коэффици-
ентов термического расширения материала диска и расплава. Од-
нако хотя силы усадки и разрушают ранее образовавшиеся связи в
зоне контакта диска с расплавом, они не могут привести к образо-
ванию новых связей между контактирующими твердыми фазами и
нарушению протекания процесса по следующим причинам: 1) воз-
никшие локальные давления критической величины действуют на
боковые поверхности микровыступов; 2) целостность поверхност-
114
________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
ного слоя материала диска нарушается (в частности, оксидной
пленки), и обнажаются активные участки поверхности диска.

В таком случае процесс контактирования диска с затвердев-
шим расплавом аналогичен процессу контактного трения. При этом
возможно образование новых связей за счет электронного обмена,
что приводит к снижению общей энергии системы. Образование
сильных связей является следствием увеличения локализации элек-
тронов в стабильные конфигурации, а также увеличения статис-
тического веса последних и снижение доли конфигураций проме-
жуточного спектра. Повышение степени локализации электронов
облегчает наличие в зоне контакта высоких давлений вследствие
заклинивания микровыступов поверхности в материале расплава,
претерпевающем усадку. В этом случае основную роль играет каче-
ство обработки поверхности диска-кристаллизатора. Увеличение
чистоты поверхности будет способствовать уменьшению возмож-
ности вторичного взаимодействия диска с уже затвердевшим ма-
териалом.

Оборудование, приборы и методика эксперимента

Для исследования влияния обработки поверхности диска на
характеристики процесса ВЗР был предложен эксперимент по опре-
делению влияния шероховатости поверхности, вида обработки на
величину адгезии затвердевшей продукции к диску, на размер про-
дукции и ее структуру. Обработку гладкой поверхности диска, вра-
щающегося при одинаковой скорости (около 20 м/с) осуществля-
ли с помощью шлифовальной бумаги. После соответствующей об-
работки, время которой составляло 5 мин, измеряли шерохова-
тость поверхности диска в направлении оси вращения диска,. В ка-
честве характеристики адгезии затвердевшей частицы к поверхно-
сти диска была выбрана величина угла отрыва продукции а.

Обработку поверхности диска осуществляли наждачной бу-
магой различной зернистости. Фотосъемку процесса осуществляли
после последовательного изменения величины шероховатости ра-
бочей кромки диска при одинаковых температуре и скорости вра-
щения диска. При этом скорость вращения и температуру перегре-
ва расплава определяли на ленте шириной 3 мм, что облегчало
определение момента отрыва ее от поверхности диска по данным
кинофотосъемки.
Полученную продукцию собирали, разрезали в различных
местах и заливали в обоймы эпоксидной смолой для определения
средней толщины и формы сечения получаемых частиц. После
фотосъемки работы диска с одной шероховатостью поверхности
проводили обработку более мелкозернистым абразивом с после-
дующим обезжириванием и очисткой поверхности.

Было исследовано влияние электрохимической обработки
дисков ВЗР на адгезию и толщину частиц. Электрохимическая об-
работка заключалась в полировании рабочей поверхности после ее
шлифования и механической полировки на установке. Полирова-
ние осуществляли в фосфорнокислом электролите с органически-
ми добавками. В качестве анода использовали диск, катодом слу-
жил лист из нержавеющей стали. Обработка заканчивалась при-
мерно через 10—15 мин при скорости вращения диска 4—6 об/мин
после появления интенсивного блеска. После электрохимической
полировки эталонный диск устанавливали на профилографе для
измерения значения шероховатости. Измерение площади контакт-
ной поверхности проводили на металлографическом микроскопе
“Неофот-21” с помощью линейного метода Розивали по 250 изме-
рениям. Для наилучшего контраста пор по отношению к выступам
наблюдения проводили в косом освещении. С целью исследования
внешней и внутренней поверхностей получаемой продукции про-
водили съемку частиц на микроскопе МБС-10 с помощью фото-
приставки на фотоаппарат “Зенит-19” в рассеянном свете.

Влияние вида обработки на характеристики микрорельефа
поверхности диска

В ходе эксперимента были получены профилограммы повер-
хности диска ВЗР при обработке различными абразивами. Для оп-
ределения рельефа поверхности вдоль направления обработки осу-
ществлялись специальные измерения на эталонном образце.

При этом оказалось, что величина шероховатости вдоль и
поперек направления обработки поверхности диска имеет примерно
одинаковую величину, однако профилограммы отличаются по гори-
зонтальному масштабу в несколько раз. Поэтому в дальнейшем из-
за трудности измерения шероховатости вдоль направления обра-
ботки реального диска измерения проводили поперек линий обра-
________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
ботки и полученные значения шероховатости характеризуют вооб-
ще шероховатость поверхности диска.

Тот факт, что величина микронеровностей значительно мень-
ше величины абразивного материала, свидетельствует об особен-
ностях обработки вращающейся медной поверхности. Ввиду зна-
чительного времени обработки происходит постепенное сглажи-
вание образующихся в первый момент глубоких борозд и рисок в
результате заполнения пространства между зернами абразива час-
тицами меди. После полировки абразивом электрохимическая об-
работка дает практически гладкую поверхность диска. После ана-
логичной обработки шлифованной поверхности значительно сни-
жается число высокочастотных мелких выступов рельефа, однако,
общее значение шероховатости снижается незначительно.

Особенности методики обработки и простота процесса по-
зволили полировать диски, не снимая их с вала приводного уст-
ройства. Основную роль здесь играет увеличение износостойкости
электрополированной поверхности за счет удаления мелких высо-
кочастотных выступов микрорельефа, которые являются одной из
причин эрозии поверхности дисков расплавом.

Влияние микрорельефа поверхности диска
на характер отделения частиц ВЗР

Результаты измерения угла отрыва продукции показали, как
и предполагалось, что с увеличением чистоты поверхности, т.е.
уменьшением величины микронеровностей, угол отрыва, а сле-
довательно, и время нахождения частиц на диске уменьшаются,
что характеризует уменьшение адгезии продукции к диску с умень-
шением высоты выступов. Таким образом, уменьшается число вы-
ступов, которые могут быть заклинены в материале, претерпеваю-
щем усадку. Слабые участки микрорельефа поверхности могут быть
сорваны вместе с отделившейся частицей.

Слабая зависимость угла отрыва от обработки диска в случае
получения цинка и припоя П21 объясняется тем, что при перегре-
ве расплава происходит испарение цинка и осаждение его в виде
металлического слоя на поверхности кристаллизатора. Покрытие
Цинка рыхлое и не зависит от степени чистоты поверхности диска.
Таким образом, при исследовании установившегося режима от-
рыв продукции происходит с поверхности диска, имеющей по-
крытие, и контакт осуществляется непосредственно с материалом
и неровностями покрытия.

Следует отметить нестабильность получения ленты алюми-
ния, особенно с улучшением качества обработки поверхности, что
объясняется наличием прочной оксидной пленки на поверхности
расплава, которую трудно разрушить при погружении диска с глад-
кой поверхностью. Для получения длинномерных частиц алюми-
ния на поверхность диска в одном месте наносили грубые попе-
речные риски для разрушения оксидной пленки и возможности
непосредственного контакта диска с алюминием.

Следует отметить уменьшение разброса значений угла отры-
ва при использовании электрохимически полированных дисков,
где величина механического взаимодействия между диском и рас-
плавом сведена к минимуму и эрозия за счет отрыва микровысту-
пов не происходит. Таким образом, результаты гистограмм свиде-
тельствуют о заметном проявлении механического взаимодействия
диска с расплавом при Rz > 3 мкм. При меньших значениях шеро-
ховатости, очевидно, основная роль отводится электронному вза-
имодействию между атомами.

Как видно из экспериментов, электрохимическая обработка
поверхности диска ВЗР приводит к увеличению угла отрыва, т.е.
возрастанию адгезии продукции к диску. Наблюдаемое явление
можно объяснить следующим образом. При использовании элект-
рохимической полировки происходит значительное сглаживание
поверхности диска, что приводит к увеличению площади контак-
та и, следовательно, к абсолютному увеличению сил связи про-
дукции и диска за счет более плавной работы диска и меньшего
количества газа, захватываемого диском в зону контакта. Кроме
того, электрохимически обработанная поверхность диска более чис-
тая в отношении наличия оксидных пленок, следовательно, более
активная. При сдвиге затвердевшего материала относительно дис-
ка отрыва микровыступов не происходит и возможна значитель-
ная релаксация напряжений усадки затвердевшего материала, что
задерживает его на поверхности диска.

При использовании электрохимической полировки после об-
работки абразивным материалом со средним размером зернистос-
ти происходит снижение угла отрыва, т.е. адгезии, за счет сглажи-
вания микронеровностей поверхности. Однако поверхность имеет
волнистый рельеф, что препятствует образованию контакта, как в
118
_______________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
случае полирования в электролите после механического полиро-
вания мелким абразивом.

Интересен результат, полученный при использовании элект-
рополированной поверхности диска при экстракции припоя
ПМФОЦр. В этом случае не удалось получить стабильной продук-
ции из-за сильного взаимодействия расплава с диском. Аналогич-
ный эффект “налипания” был получен только на свинце и олове
при использовании грубой (Rz = 3,8 мкм) поверхности диска.

Следует отметить высокую стабильность работы диска, умень-
шение разброса значений угла отрыва и возможность длительной
работы в результате уменьшения износа поверхности отделяющи-
мися частицами, особенно при высоких температурах расплава.

Исследование площади поверхности контакта
диск—затвердевший материал

Результаты измерения площади контактирующей с диском
поверхности затвердевшего материала свидетельствуют об увели-
чении площади контакта. Особенно заметно увеличение площади
контакта на легкоплавких системах, таких как олово и свинец, что
объясняется увеличением возможности релаксации напряжений
усадки в этих материалах при уменьшении величины микронеров-
ностей и переходе к гладкой поверхности. Зависимость площади
контактной поверхности от величины микронеровностей показа-
на в табл. 2.5. Результаты измерения площади контакта были ис-
пользованы в программе расчета толщины частиц через зависи-
мость контактного термического сопротивления теплопередаче:

1	104

а7=2г|Х	<2’45>

Здесь X — приведенный коэффициент теплопроводности, где X =
= (2ХД • ХГ)/(ХД +Хр), причем Хд, Xj. — коэффициенты теплопровод-
ности диска и затвердевшего расплава соответственно; ц — отно-
сительная площадь контакта.

Аномальная зависимость для алюминия объясняется влияни-
ем оксидной пленки расплава. Слабая зависимость площади кон-
тактной поверхности от обработки поверхности для цинка и при-
поя П21 определяется слоем осажденного на поверхности диска
цинка. Величина контактной поверхности уменьшается при пере-
ходе к более тугоплавким материалам из-за большого объема зах-
ватываемого диском газа, который он приобретает в результате
резкого разогрева.

Таблица 2.5.

Площадь контактной поверхности на границе диск—частица

Диспергируемый материал	Площадь поверхности контакта, %, при шерохо- ватости поверхности диска (Л), мкм			
	3,8	0,8	0,21	0,08
Олово	63	85	89	95
Свинец	72	83	86	90
Цинк	56	60	59	62
Алюминий	50	50	48	63
ПМФОЦр	40	48	52	56
П21	31	52	48	46

Для частиц алюминия характерны участки, где полностью
отсутствует контакт с диском из-за наличия оксидной пленки на
поверхности расплава. Особенно это заметно при использовании
электрополированных дисков с гладкой рабочей поверхностью,
на которой иногда наблюдалось вообще прекращение процесса при
увеличении температуры перегрева расплава даже при полном
погружении диска в ванну с расплавом (около 20 мм). Из получен-
ных результатов можно сделать вывод о необходимости механи-
ческого источника возмущения на поверхности диска (зубья, бо-
розды, участки шероховатой поверхности) с целью разрушения
пленки оксида и создания непосредственного контакта между дис-
ком и расплавом при экстрагировании алюминия и его сплавов.

На электрополированной поверхности диска наблюдается
изменение в характере пор на внутренней поверхности частицы.
Видно, что пузырьки газа могут скользить по поверхности контак-
та, вытягиваясь в направлении вращения диска. При переходе к
дискам с высокой чистотой поверхности меняется и характер внеш-
ней поверхности продукции, находящейся в контакте с расплавом.
При этом, на грубо обработанной поверхности получается мате-
риал с характерным “гребнем” снаружи. Причиной появления та-
кого гребня является сильное возмущение, вносимое вращающимся
диском в расплав, что приводит к увеличению вязкого слоя сдви-
га, т.е. увеличению количества извлекаемой £ частицей жидкости,
которая затвердевает уже после отделения частицы от поверхности
диска. Особенно это характерно для легкоплавких систем, склон-
ных к сильному переохлаждению. При выходе продукции из рас-
плава наблюдается большое число капель жидкости, отделяющих-
ся с поверхности затвердевшей продукции. Количество этих ка-
пель в приемнике продукции больше в случае работы диска с боль-
шой величиной шероховатости поверхности. В случае использова-
ния электрополированного диска выброс капель расплава практи-
чески отсутствует и внешняя поверхность имеет более гладкую
форму.

Влияние обработки поверхности диска ВЗР
на размеры и структуру частиц

На размеры частиц ВЗР действуют следующие факторы, ока-
зывающие влияние в противоположных направлениях.

С одной стороны, при уменьшении величины микронеров-
ностей диска и улучшении качества обработки поверхности про-
исходит увеличение площади соприкосновения частицы с поверх-
ностью диска, что приводит к улучшению теплового контакта между
материалом расплава и поверхностью диска. В этом случае проис-
ходит увеличение толщины продукции за счет улучшения тепло-
отвода от затвердевающего расплава.

С другой стороны, уменьшение микронеровностей делает бо-
лее “мягкими” гидродинамические условия прохождения диска в
расплаве, что, следовательно, должно приводить к меньшим возму-
щениям расплава, переходу к ламинарному движению жидкости
и к уменьшению толщины пограничного слоя, в объеме которого
происходит затвердевание расплава. При этом, наряду с уменьше-
нием затвердевающего пограничного слоя будет уменьшаться и ко-
личество жидкости, выносимой затвердевшей частицей, т.е. умень-
шится величина вязкого слоя сдвига, извлекаемого из расплава.

Следует ожидать заметного влияния обработки дисков при
работе более тугоплавких систем, чувствительных к изменению ско-
рости охлаждения, как жаропрочные сплавы на основе железа,
никеля, кобальта. Отсутствие заметных изменений в структуре при-
поя П21 объясняется наличием слоя цинка на поверхности диска,
который нивелирует влияние обработки поверхности на структуру
получаемой продукции.
2.4.	Возможности увеличения скорости охлаждения
за счет сокращения протяженности контакта диска
с расплавом

Рис. 2.3. Сокращение протя-
женности контакта с исполь-
зованием плавающей пласти-

Как показано выше, скорость охлаждения при затвердевании
возрастает при сокращении протяженности первой стадии. Одним
из способов достижения этой цели является использование плава-
ющей в расплаве пластины с отверстием (рис. 2.3).

Сократить протяженность кон-
такта можно, если диск будет контак-
тировать не с плоской поверхностью,
а с волнообразной. Эксперименталь-
но установлено, что при вращении
диска в газовой атмосфере вблизи по-
верхности расплава на последней ге-
нерируются возмущения. Рассмотрим
течение жидкости (имеется в виду воз-
дух или инертный газ) вблизи плос-
кого диска, равномерно вращающего-
ся с угловой скоростью вокруг оси,
перпендикулярной его плоскости.
Жидкость на достаточно большом уда-
лении от диска принимается спокой-
ной, а возмущение от кольцевой

кромки считаем значительно меньшим. Вследствие трения слой жид-
кости, непосредственно прилегающий к диску, увлекается им и
под действием центробежной силы отбрасывается наружу. Наблю-
дается трехмерное ее течение. Обозначим ее скорость в радиальном
направлении г, окружном у и осевом z соответственно w, v и ж
Пренебрегая концевым эффектом, перенесем результат бесконеч-
ного на случай круглого диска радиусом R. Получена такая систе-
ма дифференциальных уравнений:

2F + Н' = 0 ;

+ F'H- G2- F" = 0 ;

2FG + HG' - G" = 0 ;
P' + HH' - H" = 0 .
_________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
Здесь и = rwF(e)\ v = rwG(e)\ w' = (wv)°’5#(e); P = pvwP(e); e —
безразмерное расстояние от стенки.

Причем:

e=z(w/v)°>5.	(2.46)

Граничные условия в этом случае: Г= 0; G= 1; Я= 0; Р = О
при е = 0; F = 0; (7=0 при е = «>.

Приближенное решение такой системы было дано Кохрэном.
Для ламинарного пограничного слоя касательное напряжение тре-
ния:

V = pr(vrw3)0,5G'(e),	(2.47)

где (7'(е)=0,616.

Для турбулентного течения толщина пограничного слоя:

8 = 0,526r(v / r2w)0,2	(2.48)

и касательное напряжение трения:

tT = 0,0267pr(nv)2(vr / nv)°>2.	(2.49)

Расчет значения критерия Рейнольдса для воздушной атмос-
феры при нормальном давлении дает следующие результаты: Re =
= 3 • 105 при скорости 3000 об/мин и Re = 9 • 105 при 9000 об/мин.

Таким образом, вращающийся диск имеет турбулентный по-
граничный слой. Эти данные подтверждаются экспериментальны-
ми результатами. Вблизи поверхности диска образуются стацио-
нарные вихри, расположенные по спирали от центра диска на его
боковой поверхности. Для их изучения использованы прецизион-
ные датчики давления. Диапазону скоростей вращения выше 1500
об/мин при диаметре диска 200 мм соответствует нестационарный
характер вихрей, т.е. турбулентное течение. Пульсации касательно-
го напряжения трения воздействуют на поверхность расплава в ,
ванне, вызывая ее возмущения. При этом важно знать критические
значения потока газа и его скорости, достаточные для волнообра-
зования.

Волнообразование на поверхности жидкости начинается при
условии:

(483 / vrPrPg),/3 = /(Дкр)- /(Дкр) / (Дкр(3/(Дкр)- 7(Дкр)))|/3 ;(2.50)
^кР = (2p«vr / рЛ'/’ОДДкр)- 1(Дкр))-1/3, Д = *vr / U. (2.51)
где Лкр — безразмерное волновое число, для которого начинается
неустойчивость.

Запишем условия волнообразования:

= Б / (2«vrp / рг)*'3, Дкр = А,	(2.52)

где ^кр= (т/рг)0’5 — динамическая скорость потока; А и Б — числен-
ные коэффициенты. Критическая скорость вращения для лами-
нарного режима будет определяться из выражения:

Жклрам = ((J?42(4p2g2v?pr)1/3 / 0,616)1/3,	(2.53)

при п = 6000 об/мин.

В этих условиях ламинарного течения для атмосферного давле-
ния уже не существует, а значит, выражение (2.53) неприменимо.

Аналогично для турбулентного слоя критическая скорость:
цлтуре = [(5-»(4p2g2v2pr)>/3R3 10,0267pr)5(l / vr)]1/9 = 53c4	(2.54)

при n = 3200 об/мин.

Это немного выше экспериментальных значений, что связа-
но с отклонениями формы диска от идеальной и с шероховатос-
тью поверхности. Расстояние между кромкой диска и расплавом
при этом не должно превышать:

8SO,525/J[7J2w/pr]l/5.	(2.55)

Длина волны будет определяться выражением:

Д = 2jtvr / Дкр17кр = (2л / A5)(prvr2 / 2pg)1/3, Д = 1-1,5 см, (2.56)
а скорость ее распространения:

с = Б2 / g[4p2g2vr2pr]1/3	(2.57)

определяет частоту контакта кромки с гребнями волн:

f = с / Ь = АБ3 / p[2pvr4pr2g]1/2.	(2.58)

Принимая, что средняя протяженность контакта — половина
длины волны, длина получаемых волокон:

Z=w/T0,7A/c; L = 0,5-0,6 м .	(2.59)

У реально полученных волокон она изменяется от 0,05 до
1 м, однако наибольшая часть соответствует длине 0,5 м. По длине
частиц можно ориентировочно определить протяженность кон-
такта — 4—6 мм.
В экспериментах на установке УППГ-1 исследовали влияние
скорости вращения диска на поведение поверхности расплава. В
набивном тигле печи находилось около 5 кг расплава Fe5Co70Si15B10
(ат.%).

В качестве атмосферы были использованы аргон и воздух при
различном давлении, опыты проводили и в вакууме. Для каждого
выбранного давления газа существует определенная скорость вра-
щения диска, при которой на поверхности расплава возникают
возмущения, своеобразная “рябь”. Условия ее возникновения оп-

ределяются характером пограничного слоя, значениями вязкости
и поверхностного натяжения расплава. Расплав перегревали на 100—
150 К выше температуры ликвидуса. Как видим, с понижением

давления возмущения на поверхности расплава появляются при
более высоких скоростях вращения диска. В вакууме такие возму-
щения не возникают вовсе. Расстояние от кромки диска до повер-
хности расплава поддерживали в пределах 1—3 мм. Было замечено,
что при резком подъеме печи с расплавом ближе к диску колеба-
ния возникали не сразу, а через 5—10 с. При оборотах диска ниже
критических поверхность расплава оставалась спокойной.

На основе изученных закономерностей и разработанной мо-

дели ВЗР сформулированы основные принципы конструирова-
ния установок. Эти принципы были заложены в основу первой
серии установок такого типа, конструировавшихся в СССР. Уста-
новки типа “Циклон” предназначены для получения материалов
с различной температурой плавления. Самая простая установка из

этой серии показана на рис. 2.4.
Охлаждаемый водой диск 2 при-
водится во вращение приводом
5, размещенным на подвижной
раме 4. Заданный уровень погру-
жения диска в ванну 5 с распла-
вом 6 регулируется системой
подъема 7. Температура распла-
ва обеспечивается нагревателями
из силита, дисилицида молибде-
на или других материалов. Уста-
новка снабжена системой отсо-
са и сбора порошка 1. Диск 2
имеет диаметр 200 мм и ширину

Рис. 2.4. Простейшая установка ВЗР
25—30 мм. Рабочая кромка диска имеет профиль, необходимый
для получения продукции заданной формы и размеров. Конструк-
ция предусматривает быструю замену диска и переход от одного
вида продукции к другому. Скорость вращения диска регулируется
в интервале от 100 до 18000 об/мин, что примерно соответствует
окружной скорости на кромке от 1 до 180 м/с. Плавление металлов
и сплавов осуществляется в ванне, выполненной из огнеупорного
материала. Процесс получения порошков или волокон можно про-
водить на воздухе или в защитной атмосфере. На установках тако-
го типа можно получать материалы с температурой плавления до
1200°С. Производительность установки зависит от формы и состава

получаемого материала, скорости вращения диска и скорости по-
дачи расплавленного материала. На основе такой установки раз-
работаны новые конструкции с непрерывной подачей расплавлен-

ного металла.

Для получения материалов с высокой температурой плавле-
ния используют установки закрытого типа, работающие в вакууме
или защитной атмосфере. Для них специально разработан высоко-
оборотный вакуумный полый ввод вращения для непрерывного
охлаждения диска в процессе работы. Схема такого ввода показана
на рис. 2.5. Для охлаждения диска 1 в его полость через неподвиж-
ный внутренний вал 2 подается охлаждающая жидкость (вода).
Уплотнения 3 на валу ввода предохраняют от натекания воздуха в
рабочую камеру. Уплотнения вала и фланцев охлаждаются проточ-
ной водой, подаваемой в полости кожуха 4 ввода. Вращающиеся
детали высокооборотного ввода динамически сбалансированы.

Рис.2.5. Вакуумный ввод
вращения

С использованием такого ввода разработаны установки с раз-
личными нагревательными устройствами (резистивным, индукци-
онным и др.). Подача расплавленного металла может осуществ-
ляться снизу, сверху и сбоку.
2.5.	Особенности взаимодействия
диска-кристаллизатора и расплава при непрерывных
процессах

Образование вязкого слоя расплава и его роль
в формировании длинномерной продукции

Для обеспечения стабильности процесса получения быстро-
закаленной проволоки или ленты важно обеспечить стабильность
слоя жидкости в области извлечения продукции из объема жидко-
го металла. В процессах закалки из расплава, таких как “melt
extraction” и “melt drag”, затвердевший материал выносит слой
жидкого металла, который образует мениск с поверхностью рас-
плава. Часть жидкости стекает обратно в расплав и от количества
выносимой жидкости и поведения мениска расплава зависит фор-
ма получаемого продукта и качество поверхности проволоки или
ленты. Кроме того, количество выносимой жидкости влияет на
структуру получаемого материала, так как слой затвердевшего ме-
талла, прилегающий к поверхности диска-кристаллизатора, ох-
лаждается с высокой скоростью, а вынося из объема расплава слой
вязкой жидкости, подвергается температурному воздействию в ре-
зультате охлаждения и кристаллизации выносимого жидкого ме-
талла. На практике наблюдается явление горячеломкости получае-
мого продукта в результате раннего отделения продукции от по-
верхности диска. При этом основное количество тепла от вязкого
слоя расплава передается в объем быстрозакаленного слоя, быв-
шего в контакте с поверхностью кристаллизатора. Таким образом,
необходимо управлять величиной выносимого слоя расплава с це-
лью получения непрерывной продукции, обладающей достаточ-
ной прочностью к разрушению под действием силы тяжести при
отделении от диска или других механических воздействий, напри-
мер, от приемных устройств и т.п.

Так как большинство металлических расплавов имеет высо-
кое поверхностное натяжение, жидкий металл, выносимый затвер-
девшей продукцией, стремится приобрести минимальную площадь
поверхности. Это происходит с одновременным охлаждением и
затвердеванием вязкого слоя. При избыточном количестве выно-
симой жидкости и недостаточном теплоотводе к диску часть жид-
кого металла стекает обратно в объем расплава, а часть выносится
диском и приобретает оптимальную форму под действием поверх-
ностного натяжения. В результате этого на длинномерной продук-
ции значительной толщины можно наблюдать натеки или волнис-
тость, что ухудшает качество поверхности и нежелательно для пос-
ледующей обработки материала. Кроме того, например, при полу-
чении длинномерной проволоки разрушение ее под действием силы
тяжести или вибраций оборудования происходит именно по ука-
занным подтекам, где материал продолжает сохранять в локаль-
ной области высокую температуру, достаточную для его разруше-
ния при незначительных воздействиях.

Для изучения процесса выноса вязкого слоя расплава была
решена задача [15] определения толщины слоя вязкой жидкости,
выносимого движущейся подложкой (рис. 2.6). В процессе решения
задачи, учитывая преобладание размеров диска по отношению к
области извлечения расплава, принято допущение рассматривать
задачу в декартовых координатах вдоль касательной к поверхности
диска в зоне извлечения вязкого слоя расплава.

Уровень расплава

Рис. 2.6. Схема выноса вязкого слоя
жидкости

Рассматривая сечение слоя выносимого расплава поток жид-
кости можно определить как:

h
Q = l udy,
О

(2.60)

где у — расстояние от подложки; h — толщина слоя расплава; и —
скорость частиц расплава.

Из условия стационарности Q = const окончательная толщи-
на выносимой жидкости после потери ею текучести составляет:

. 0_
U ’

h

(2.61)
где U — скорость движения подложки (tZ= const).

На любом не горизонтальном участке основы слои жидко-
сти, дальше отстоящие от основы, сильнее отстают от ее движе-
ния из-за силы тяжести. Таким образом, и = fly) — убывающая
функция.

Рассмотрим элементарный слой dx - dy. С одной стороны на
него действует, согласно закону Ньютона, сила трения, увлекаю-
щая данный слой в направлении движения подложки, с другой
стороны действует сила трения в обратном направлении. Разность
сил уравновешивается весом. Ускорением частиц можно пренеб-
речь, так как профиль выносимого вязкого слоя изменяется плав-
но вдоль подложки.

После решения уравнений вязкости Ньютона и интегрирова-
ния при граничных условиях и= U при у = 0 и di//dy = 0 при у =
= h получаем:

Q=Uh - pgSm%3.	(2.62)

5п
Таким образом, поток выносимого расплава растет от нуля
до:

Gmax 3^’ Jpg sina

(2.63)

при

hmax

hU

pg sina’

(2.64)

Затем поток уменьшается, становясь при значении h > hmax

отрицательным, что описывает процесс стекания излишка рас-

плава, выносимого движущейся подложкой, под действием силы

тяжести (рис. 2.7).

Рис. 2.7. Зависимость потока жидкости
(ее расхода) от толщины выносимого
слоя

5 — 3033
Следовательно, максимально возможная толщина выносимого
слоя расплава:

h U

pg sin а

(2.65)

При экспериментальной проверке полученного соотношения
выяснилось, что оно работает в том случае, если можно пренеб-
речь капиллярным давлением мениска расплава, которое зависит
от поверхностного натяжения расплава. Кроме того, следует вво-
дить поправку на то, что количество стекающей жидкости на прак-
тике меньше, чем расчетные значения. Это происходит в результа-
те быстрого продвижения фронта кристаллизации от поверхности
диска к расплаву и фактического уменьшения слоя жидкости за
короткое время. Таким образом, можно записать:

где А — коэффициент, зависящий от параметров процесса, харак-
теризующих протяженность контакта диска с расплавом, скорости
фронта кристаллизации в извлекаемом материале и от коэффици-
ента усадки.

Применять данное уравнение для описания выноса тонких
слоев расплава можно в случае выноса не тонких слоев расплава, в
противном случае пренебречь капиллярным давлением в области
мениска между извлекаемым слоем и зеркалом расплава нельзя.

Для учета капиллярного давления в зоне мениска необходи-
мо решение капиллярных и гидродинамических явлений совмест-
но. Рассмотрим явление деформации мениска при перемещении
подложки (рис. 2.8).

Рис. 2.8. Деформация мениска в
зоне извлечения расплава: 1, Г
— точки недеформированного
и деформированного мениска
130

Уровень расплава
Движение подложки меняет форму мениска, при этом его
деформация по мере удаления от подложки убывает, стремясь к
нулю. Величина искажения зависит от скорости перемещения под-
ложки, одновременно уменьшаясь с ней. При достаточно малых
скоростях зона, где мениск мало деформирован, находится на
расстоянии 6 от подложки, которое мало по сравнению с радиу-
сом мениска А. Граничные условия остаются неизменными, одна-
ко нельзя принимать гидродинамическое давление в слое равным
атмосферному. Так как поверхность слоя не плоская, то давление
под поверхностью, согласно закону Лапласа, связано с давлением
снаружи Ро соотношением:

Р=Р0-1.	(2.67)

1\

Решая уравнения с учетом капиллярного давления получаем:

, _ R (hufr Г t a(hU}%

h°° Il------ V V 1	9 ^8 9 I _ I

Vl-cosa (p^/2a/6 [	5	о )

Условие справедливости для данного соотношения:

т.е. когда
A U t
----»1,
a

тогда влияние поверхностного натяжения исчезает:

(2.68)

(2.69)

(2.70)

hU
pg sin a ’
Q = | u% f—-—Y^;
3 pg sin a J

, _ 2 I hU

A°o — - .

3 V pg sin a

(2.71)
Реально можно регулировать процесс выноса расплава не толь-
ко изменением вязкости и скорости, что на практике связано с
определенными сложностями, так как вязкость расплава опреде-
ляется составом и температурой, что обычно жестко привязано к
конкретному технологическому процессу, скорость вращения дис-
ка-кристаллизатора можно регулировать в узком интервале зна-
чений для определенного размера длинномерной продукции и ее
формы.

Величину вязкого слоя расплава можно выразить через:

h = 132 R

[UhV*

(2.72)

о

т.е., изменяя радиус мениска между зеркалом расплава и выноси-
мым вязким слоем, можно, не меняя толщины выносимого слоя,
увеличить скорость извлечения при неизменной вязкости и повер-
хностном натяжении.

Уменьшение радиуса мениска можно осуществить, установив
дополнительный элемент в зоне образования мениска (рис. 2.9).

Рис. 2.9. Влияние на выносимый слой расплава с
помощью дополнительного элемента в виде плас-
тины

Из рис. 2.9, а видно, что уменьшить радиус мениска R путем
варьирования D трудно, но это возможно за счет варьирования Н.
Hgp=c/R,	(2.73)

получаем, что:
1/3

А=132 T^W2/3 ’	(2.74)

т.е. поверхностное натяжение слабо влияет на величину выноси-
мого вязкого слоя расплава и точность поддержания выносимого
слоя определяется только точностью поддержания высоты искус-
ственно создаваемого капилляра.
Способы воздействия на мениск расплава в области извлече-
ния вязкого слоя металла, в частности для метода “melt extraction”,
заключаются в использовании дополнительных элементов в виде
цилиндров, специальных вставок, по форме приближающихся к
форме образующегося мениска. При этом материал дополнитель-
ного элемента не должен смачиваться расплавом. При образовании
мениска дополнительный элемент удаляет необходимое количе-
ство расплава до получения однородной продукции. Кроме полу-
чения однородной продукции, снятия волнообразования на по-
верхности расплава в результате воздействия на него вращающего-
ся кристаллизатора и пограничного слоя газовой среды, преиму-
щества воздействия на зону образования мениска расплава оче-
видны при склонности расплава к окислению в случае получения
длинномерной продукции в атмосфере воздуха. В этом случае, без
ограничительного элемента, в результате выноса слоя жидкости
из ванны с расплавом часть расплава стекает обратно, интенсивно
окисляясь. Диск-кристаллизатор извлекает новую порцию распла-
ва из внутренних областей, поэтому слои оксидной пленки скап-
ливаются в зоне образования мениска, изменяя в определенный
момент поверхностное натяжение в данной области, что приводит
к нарушению процесса или выносу продукцией значительного
количества загрязнений.

Как показали экспериментальные работы, наиболее простым
способом управления вязким слоем расплава, извлекаемым вра-
щающимся кристаллизатором, является создание искусственного
капилляра в зоне извлечения расплава в виде наклонной пластины.
Подбирая расстояние между поверхностью кристаллизатора и не-
обходимую высоту капилляра, удалось увеличить на несколько де-
сятков миллиметров протяженность контакта диска с извлекае-
мым слоем большой величины без хаотического стекания распла-
ва в обратном направлении, что позволило получить более равно-
мерную по толщине и форме продукцию. Для увеличения количе-
ства выносимого слоя жидкого расплава оказалось целесообраз-
ным применять пластины из материала, смачиваемого расплавом.
При этом, например, в случае получения длинномерной проволо-
ки из медных сплавов, содержащих цинк, удалось значительно
снизить окисляемость наружной поверхности проволоки, что обыч-
но выражается в наличии шлаковых выбросов, влекшихся в по-
верхность продукции.
Кроме того, полученные зависимости после несложных пре-
образований описывают процесс извлечения расплава в процессах
боковой подачи расплава на вращающийся барабан, например,
melt drag процесс. Применение дополнительного элемента в дан-
ном случае позволяет получать более ровную, без шлаковых вклю-
чений поверхность ленты, повысить стабильность ее по толщине
за счет создания дополнительного капиллярного давления в обла-
сти контакта с кристаллизатором.

Практические результаты показали, что для большинства ма-
териалов на основе меди, цинка и алюминия величина выносимо-
го слоя расплава может составлять до 2/3 от толщины продукции и
для поддержания стабильности процесса необходимо уже управ-
лять протяженностью контакта диска-кристаллизатора с затвер-
девшим слоем материала для обеспечения необходимых темпера-
турных условий для оптимального отделения и сохранения непре-
рывности продукции.

2.6.	Роль контактного взаимодействия на границе
диск-кристаллизатор—расплав

Процессы контактного взаимодействия на границе диск—рас-
плав, вопрос отделения затвердевшего на поверхности диска ма-
териала важны для многих исследователей и технологов, занима-
ющихся процессами закалки из жидкого состояния на холодной
металлической подложке, в частности методом высокоскоростно-
го затвердевания расплава на вращающемся охлаждаемом диске.
Процессы контактного взаимодействия могут оказывать значитель-
ное, а иногда решающее влияние на гидродинамические условия
процесса, на величину теплопередачи через 1раницу раздела рас-
плав-диск, на величину адгезии материала диска к материалу рас-
плава и затвердевшей на диске продукции. Производство длинно-
мерных проволоки и ленты с заданными геометрическими пара-
метрами методом высокоскоростного затвердевания расплава тре-
бует высокой стабильности процесса во время формирования и
отделения продукции, т.е. пока кристаллизатор находится в кон-
такте с получаемым материалом.

Методы высокоскоростного затвердевания расплава, такие как
“melt spinning”, “melt extraction”, “melt drag”, “melt pendant drop”
и др., характеризуются наличием физического контакта расплав-
134
ленного металла с подвижной поверхностью валка. Процессы в
области этого контакта влияют на формирование продукции, со-
здание и разрушение связей между атомами расплава и подложки.
Стабильность получения и формирования бьютрозакаленной про-
дукции в значительной мере зависит от стойкости поверхности
кристаллизатора к циклическим тепловым воздействиям и к эро-
зии расплавом, постоянства условий теплового контакта, процес-
сов образования и разрушения связей на границе расплав—под-
ложка, которые определяются выбором пары подложка—расплав
для конкретных теплофизических условий.

Таким образом, вопросы взаимодействия расплава с подлож-
кой и выбора пары материалов расплав—кристаллизатор требуют
детального изучения для возможности получения непрерывной
продукции методами высокоскоростного затвердевания расплава.

Основным условием формирования быстрозакаленной про-
дукции является образование связей между расплавом и поверхно-
стью кристаллизатора и их разрушение в процессе отделения про-
дукции. Можно выделить три вида взаимодействия, которые име-
ют место на границе раздела расплав—подложка: 1) механическое
(за счет неровностей и шероховатости на поверхности подложки);
2) физическое (взаимодействие электронных оболочек атомов на
границе раздела); 3) химическое с образованием промежуточных
соединений или сплава.

Взаимодействие расплава с подложкой приводит к образова-
нию связей на границе раздела, которые необходимы для форми-
рования продукции и ее извлечения из объема расплава. Разруше-
ние связей происходит за счет напряжений усадки в затвердевшем
материале при достижении определенного градиента температуры
[17].

В то время как скорость подложки может составлять десятки
метров в секунду, силы ускорения, действующие на отделяемую
продукцию, могут в десятки раз превышать ускорение свободного
падения. Этот факт подтверждает то, что между продукцией и под-
ложкой формируются достаточно сильные связи. Несмотря на ука-
занные сильные связи, продукция обычно достаточно легко схо-
дит с поверхности диска-кристаллизатора через очень короткое
время нахождения надиске. Центробежные силы недостаточны для
разрушения связи. Единственно достаточная сила для разрушения
связи — это сила, развивающаяся при термическом сжатии в про-
цессе охлаждения. В то время как извлеченная продукция охлажда-
ется и подвергается усадке, развиваются сильные напряжения между
ней и подложкой. Такие напряжения могут определяться по закону
Гука:

£=р	(2.75)

Таким образом, напряжения описываются с учетом изменения
температуры ДТи коэффициента термического расширения а:
о = £аДТ,	(2.76)

где Е — модуль Юнга.

Отсюда видно, что напряжения могут возникать очень быст-
ро благодаря различному термическому расширению. Если при-
нять скорость на поверхности диска равной 10 м/с и скорость из-
менения температуры 105 К/с, то напряжение разрушения будет
достигнуто через 0,2 • 10-3 с. Эта упрощенная модель хорошо согла-
суется с экспериментами.

В какой-то момент времени сила адгезии становится меньше
сил усадки и под действием центробежной силы продукция отде-
ляется от поверхности валка. Момент отделения продукции важен
для достижения определенной степени охлаждения сплава, осо-
бенно для продукции, толщина которой превышает 100 мкм, и он
определяется: состоянием поверхности валка; выбором пары ма-
териала расплав—кристаллизатор; температурой поверхности кри-
сталлизатора в момент касания расплава и в точке оптимального
отделения продукции, что во многом определяется теплофизичес-
кими свойствами материала валка и его конструкцией.

В процессе взаимодействия также возможен массоперенос
атомов от подложки в материал расплава (эрозия), от расплава к
подложке, а также отсутствие массопереноса.

Взаимодействие расплава и валка во многом зависит от каче-
ства подготовки рабочей поверхности последнего. Традиционная
подготовка поверхности диска к работе включает механическую
шлифовку после создания рабочего профиля поверхности, кото-
рый определяется формой и размером требуемой продукции, с
последующей полировкой поверхности с помощью абразивных
материалов. Опыт работы на установках высокоскоростного зат-
вердевания расплава показывает, что наибрлее стабильная работа
вращающегося кристаллизатора происходит при тщательной об-
136
________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
работке поверхности диска, т.е. при высокой степени чистоты по-
верхности. Однако следует отметить, что необходимость обработки
значительной площади поверхности сопряжена с трудностями уда-
ления различных дефектов, таких как царапины, трещины и т.п.
Последние снижают продолжительность работы диска в непрерыв-
ном режиме, при этом невозможно отделение затвердевшей про-
дукции или образование на ее поверхности дефектов в виде пор
или наплывов. Это приводит к остановке технологического про-
цесса и необходимости повторять длительные операции по зачис-
тке диска, его шлифовке и последующей полировке поверхности. В
результате снижается стабильность работы установок и их произ-
водительность.

Все это приобретает особое значение, когда в качестве мате-
риала дисков используют мягкие сплавы и металлы, обладающие
высоким износом, такие как медь и ее сплавы.

В начальный момент контакта диска с расплавом образуются
связи между атомами диска и расплава, которые могут иметь раз-
личный характер. Поверхность диска после абразивной обработки
представляет собой совокупность впадин и выступов, величина и
форма которых определяется видом абразивного материала и тех-
нологией обработки поверхности. Поэтому следует учитывать сле-
дующие факторы, влияющие на образование связей диск—расплав
и отделение продукции с поверхности кристаллизатора:

1.	При контакте подвижного диска с расплавом происходит
захват газовой среды, которая находится во впадинах микро- и
макронеровностей поверхности диска и, кроме того, представляет
собой пограничный слой на поверхности вращающегося тела. При
попадании в зону интенсивных тепловых воздействий происходит
вытеснение части газовой среды расплавом и расширение газа во
впадинах макро- и микронеровностей в случае его увлечения в
объем расплава. Это приводит к уменьшению площади контакта
расплава с диском, что оказывает заметное влияние на процессы
теплопередачи на границе раздела. Исследования с помощью элек-
тронной микроскопии показывают, что фактическая площадь кон-
такта расплава с поверхностью диска может составлять 40—80% в
зависимости от степени обработки поверхности.

2.	При усадке материала, затвердевающего на поверхности
диска-кристаллизатора, возможно “заклинивание” отдельных вы-
ступов на поверхности диска затвердевающим материалом, что
может приводит к сильному увеличению адгезии вплоть до кон-
тактного сваривания материалов (рис 2.10).

Рис. 2.10. Схема эрозийного износа по-
верхности диска в процессах высоко-
скоростного затвердевания расплава:
а — “вырывание” выступов поверхно-
сти диска; б — нанос слоев материала
расплава на поверхность диска

При использовании в качестве материала диска мягких спла-
вов и металлов наблюдается износ поверхности в результате отры-
ва выступов макро- и микронеровностей затвердевшим материа-
лом. Это ухудшает рельеф поверхности и приводит к необходимо-
сти проведения всего цикла подготовки поверхности диска.

3.	Шероховатость поверхности в случае контакта вращающе-
гося тела с неподвижной жидкостью оказывает сильное влияние
на гидродинамические условия в жидкости вблизи поверхности
подложки [18], в частности на значение числа Рейнольдса, кото-
рое может изменяться в зависимости от шероховатости поверхно-
сти на несколько порядков. Таким образом, тщательная обработка
поверхности диска-кристаллизатора создает более плавное обте-
кание расплавом поверхности диска. В этом случае диск не вносит
сильных возмущений в расплав, приводящих к автоколебаниям
последнего, и в конечном счете это приводит к увеличению коэф-
фициента теплопередачи от расплава к диску. С точки зрения полу-
чения непрерывной продукции в виде проволоки или ленты, ког-
да предъявляются высокие требования к стабильности параметров
продукции в течение всего процесса, целесообразно осуществлять
процесс при условиях ламинарности потоков жидкости около по-
верхности кристаллизатора. В данном случае стабильность состоя-
ния поверхности диска исключает переход от ламинарности к тур-
булентности в процессе получения длинномерных изделий и по-
луфабрикатов.

Обработка поверхности валка механическим путем трудоем-
ка и не дает желаемого эффекта, так как ее проводят обычно в
одном направлении и обрабатываемая поверхность имеет большую
площадь. Таким образом, для улучшения контакта желательно иметь
поверхность кристаллизатора с минимальным количеством мик-
138
___________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
ронеровностей для более полного удаления газовой среды из зоны

контакта и снижения эрозии кристаллизатора расплавом.

Одним из путей улучшения качества поверхности является

применение электрохимической обработки поверхности диска, ко-

торое можно осуществлять на установках получения быстрозака-
ленной продукции. Схема устройства для электрохимической об-

работки приведена на рис. 2.11.

Рис. 2.11. Схема устройства для элек-
трохимической обработки дисков:
1 — диск-кристаллизатор; 2 — под-
вижный токоподвод; 3 — электрод;
4 — ванна с электролитом

В работе описан эксперимент по изучению влияния состоя-
ния поверхности диска-кристаллизатора на ход процесса высоко-
скоростного затвердевания расплава. В качестве характеристики ад-
гезии материала расплава к диску был выбран угол отрыва непре-
рывной продукции от поверхности диска, образованный норма-
лью к поверхности расплава в случае процесса “melt extraction” и
радиусом диска в точке отрыва продукции. Измерения проводили
с помощью киносъемки процесса получения чистых металлов, таких
как олова, свинца, цинка, алюминия, а также и сплавов на осно-
ве меди и алюминия. Величину микронеровностей определяли с
помощью профилографа. Для каждого материала при изменении
величины микронеровностей на поверхности диска температура
расплава, скорость вращения кристаллизатора и глубина его по-
гружения в расплав поддерживались на постоянном уровне. Про-
филограммы поверхности дисков после электрохимической обра-
ботки в сравнении с абразивной обработкой поверхности приво-
дятся на рис. 2.12. Видно, что на рабочей поверхности диска после
механической обработки абразивными материалами присутствуют
макро- и микронеровности с острыми пиками и рваными впади-
нами, которые после электрохимической обработки выглажива-
ются и поверхность приобретает волнистый характер, т.е. удаляют-
ся микронеровности, которые и являются концентраторами ак-
тивного взаимодействия поверхности диска с расплавом.
Рис. 2.12. Профилограммы рабочей по-
верхности диска из медного сплава:
1 — после механической обработки и
абразивного полирования; 2 — после
электрохимической полировки

С помощью электрохимической обработки поверхности вал-
ка и исследовали зависимость точки отделения продукции от ше-
роховатости поверхности и наличия барьерных покрытий на по-
верхности валка для метода “melt extraction”. В процессе экспери-
мента измеряли угол отрыва продукции, который определяется
радиусом валка из точки отделения продукции и плоскостью зер-
кала расплава. Эксперимент проводили на простых металлах и спла-
вах при режимах, позволяющих получать непрерывную продук-
цию. Результаты исследований представлены на рис. 2.13.

Рис. 2.13. Зависимость угла
отрыва продукции от степе-
ни обработки рабочей по-
верхности дисков:
1—4 — обычная обработка;
5 — электрохимическая по-
лировка

Шероховатость поверхности диска, мкм

Для большинства материалов угол отрыва продукции умень-
шается с увеличением чистоты поверхности диска, что характери-
зует уменьшение адгезии материала расплава к поверхности диска
за счет механического зацепления. Практические работы на элект-
рохимически обработанных дисках показали, что на высокотемпе-
ратурных материалах, таких как никелевые сплавы, наблюдается
изменение структуры материала с уменьшением размера зерна,
что свидетельствует об увеличении скорости охлаждения за счет
роста площади физического контакта расплава с диском. В этом
случае на поверхности затвердевшей продукции, находящейся в
контакте с диском, наблюдается уменьшение количества пор и
раковин, образующихся в результате разогрева захватываемого дис-
140
ком слоя газовой среды или адсорбированного газа. С помощью
электрохимической полировки медных дисков удалось увеличить
фактическую площадь контакта в два раза. Это объясняется, с од-
ной стороны, облегчением процесса вытеснения газовой среды при
контакте с расплавом за счет уменьшения шероховатости, особен-
но впадин в микрорельефе диска, с другой — уменьшением мик-
рошероховатостей на рабочей поверхности кристаллизатора, что
приводит к уменьшению количества адсорбированного газа за счет
уменьшения поверхности, способной к адсорбации. В результате
электрохимической обработки дисков происходит увеличение ад-
гезии материала расплава к поверхности диска, однако практичес-
ки не наблюдались аварийные ситуации, когда затвердевшая про-
дукция не отделялась от диска. Это объясняется увеличением пло-
щади контакта расплава с диском, уменьшением расстояния меж-
ду атомами в зоне контакта. При термической усадке затвердевше-
го материала не происходит “заклинивание” отдельных выступов
поверхности и облегчается перемещение затвердевшего материала
в результате усадки относительно поверхности диска.

Как показали результаты эксперимента, стойкость дисков,
подвергшихся электрохимическому полированию, возрастает в 3—
5 раз по сравнению с абразивной обработкой, особенно для полу-
чения дискретной продукции в виде коротких волокон и фибры.

Таким образом, механическое взаимодействие вращающего-
ся диска с расплавом играет важную роль с точки зрения фор-
мирования продукции и скорости ее охлаждения. Однако, как по-
казала практика, для получения длинномерной продукции в виде
проволоки или ленты сечением более 100—200 мкм возникают
определенные трудности, если затвердевшая продукция отделяет-
ся с поверхности диска слишком рано. В этом случае выносимый
слой жидкого расплава, если последний не успел охладиться до
определенной температуры, обеспечивающей его минимальную
прочность, часто является причиной нарушения непрерывности
ленты или проволоки за счет горячеломкости. При этом необходи-
мо управлять протяженностью контакта диска с материалом рас-
плава для достижения наиболее полного охлаждения. Поэтому кроме
механической теории адгезии продукции к поверхности диска не-
обходимо учитывать и другие факторы, например, из какого мате-
риала изготовлен диск и какова его конструкция с точки зрения
обеспечения максимального охлаждения.
Существует несколько теорий для объяснения процессов ад-
гезии расплава к поверхности подложки. Сторонники диффузион-
ной теории утверждают, что адгезионное взаимодействие опреде-
ляется взаимной диффузией атомов через межфазную границу раз-
дела. Для этого молекулы адгезива и субстрата должны быть:
1) достаточно подвижны и 2) взаиморастворимы. Второе требова-
ние можно заменить равенством параметров растворимости объек-
тов. Экспериментальным подтверждением данной теории считают
влияние времени контакта, температуры и природы адгезива на
прочность адгезионных соединений. Поскольку характер зависи-
мости прочности адгезионных соединений от некоторых перечис-
ленных выше параметров подобен ожидаемым для диффузионных
процессов, адгезию считают результатом диффузии. Эти представ-
ления были подкреплены количественными моделями, разработан-
ными Васениным. Вначале он рассмотрел первый закон Фика, ус-
танавливающий зависимость между количеством вещества со, диф-
фундирующего за время t в направлении х через поверхность еди-
ничной площади, нормальную к градиенту концентрации dc/dx, и
временем t

&» = -Dfdtdc/dx,	(2.77)

где Df— коэффициент диффузии. Однако это соотношение можно
применить только при стационарной диффузии, когда концентра-
ция в различных точках системы не меняется во времени. Образо-
вание и распад диффузионных объектов описывается вторым за-
коном Фика, который, строго говоря, описывает не процессы, а
пространственно-временное распределение концентрации в сис-
теме. Основной недостаток этой модели отмечен Аоландом и его
сотрудниками, которые показали, что зависимость прочности ад-
гезионных соединений от таких параметров, как продолжитель-
ность контакта и молекулярная масса, можно легко объяснить их
влиянием на кинетику смачивания расплавом подложки. Таким
образом, они считают наблюдаемое упрочнение системы резуль-
татом увеличения степени межфазного контакта, полагая, что в
основе механизма адгезионного взаимодействия лежит образова-
ние межфазных вторичных (ван-дер-ваальсовых) связей.

В случае получения быстрозакаленной продукции на вращаю-
щейся поверхности кристаллизатора, учитывая малое время кон-
такта, определено, что атомы могут взаимно проникать за время
_________________________Взаимодействие диска с расплавом при ВЗР
нахождения продукции на диске лишь на глубину 1—3 атомных
слоев при условии постоянства температуры в зоне контакта.

Ввиду малых интервалов времени контакта полированной
поверхности валка с расплавом (10"4—10"6 с) основная роль отво-
дится электронному взаимодействию между атомами поверхности
кристаллизатора и расплава. Наличие адсорбированных слоев и
оксидных пленок на поверхности валка естественного происхож-
дения представляет собой потенциальный барьер для электронно-
го обмена.

Важным критерием возникновения адгезии является смачи-
вание расплавом подложки, что наблюдается в реальных процес-
сах получения быстрозакаленной продукции. При отсутствии сма-
чивания, как показывает практика, появление сил адгезии осо-
бенно затруднено или полностью исключается. Смачивание — это
необходимое, но недостаточное условие высокой адгезии [6]:

Ъ = ^(ра-н.) +	•	(2-78)

Образование межфазных связей сопровождается разрывом или
частичной диссоциацией металлической связи в каждой фазе. Ве-
личина ^(неравн) определяется близостью соприкасающихся фаз и
обусловлена взаимонасыщением свободных валентностей жидкого
металла и твердого тела, не сопровождающимся разрывом связей
между атомами. Равновесная часть адгезии сводится к универсаль-
ной энергии дисперсионного взаимодействия. При сближении
свойств контактирующей пары материалов равновесная часть ра-
боты адгезии стремится к работе когезии. Для высокой степени
смачиваемости необходима, кроме большой величины ^(неравн.)»
большая величина Таким образом, электронное строение
является первопричиной как самого факта смачивания, так и его
количественных характеристик. Однако количественные описания
процессов смачивания и растекания, изложенные в литературе,
касаются случаев, когда подложка и расплав находятся в одинако-
вых температурных условиях. В процессах получения быстрозака-
ленных материалов происходит нестационарная теплопередача и
подложка, а также расплав находятся в зоне сильных температур-
ных градиентов.

Как было описано выше, основываясь на грубых расчетах ве-
личин сил ускорения, действующих на получаемую быстрозака-
Глава 2
ленную продукцию, в процессе контактирования диска-кристал-
лизатора с расплавом возникает сильное адгезионное взаимодей-
ствие. Подобные процессы взаимодействия жидкого металла с хо-
лодной подложкой достаточно подробно описаны в литературе,
касающейся процессов газотермического напыления [20].

Сцепление между продукцией и подложкой возникает в ре-
зультате действия механического зацепления, слабых невалентных
сил и сил химической связи. При этом считается, что первые два
вида взаимодействия характеризуются нестабильностью и имеют
низкий уровень, поэтому их можно не принимать в расчет. При
контакте разогретого расплава с подложкой образуются “очаги
схватывания”. Чем больше их количество, тем выше прочность
сцепления. Очаги схватывания определяются и микрорельефом
поверхности, наличием адсорбированных слоев или покрытий. Как
определено экспериментальными работами, приваривание частиц
расплава при напылении происходит при достижении определен-
ной температуры подложки, которую называют температурой хи-
мического взаимодействия. Эта температура соответствует запол-
нению контактной поверхности очагами схватывания на 40—70%.
При таком заполнении химическое взаимодействие частиц с ос-
новой происходит на большой площади контакта и для их удале-
ния необходимо прикладывать значительное усилие. При темпера-
туре подложки ниже частицы легко отделяются от подложки,
поскольку химическое взаимодействие не получает необходимого
развития. Таким образом важным фактором в процессе взаимодей-
ствия расплава с подложкой является температура контакта, кото-
рая, в свою очередь, определяется величиной перегрева расплава
и начальной температурой подложки. Взаимодействие материала
основы с частицей расплава можно условно представить в виде
трех последовательно протекающих стадий: 1) сближение матери-
алов до образования физического контакта между ними, т.е. на
расстояние, близкое к параметру решетки; 2) активация контак-
тирующих поверхностей и химическое взаимодействие материа-
лов на границе раздела фаз; 3) объемное взаимное проникнове-
ние атомов расплава и подложки на основе процессов диффузии.

Как было описано выше, за столь короткое время контакта
расплава с подложкой (как в процессах получения быстрозакален-
ных материалов) взаимное проникновение атомов незначительно
и не оказывает заметного влияния на прочность сцепления.
Учитывая сильно возбужденное состояние атомов расплава в
результате высоких температур и делокализованное состояние их
электронов, основная роль отводится электронному строению ато-
мов материала диска. При увеличении статистического веса атомов
со стабильными электронными конфигурациями снижается воз-
можность электронного обмена между атомами поверхности валка
и расплава и взаимодействие ослабляется. Аналогичный эффект
может быть достигнут при наличии в расплаве атомов с сильными
акцепторными свойствами. В качестве ориентировочной оценки
могут быть использованы расчет общих энергий валентных элект-

ронов для возможных пар контактирующих материалов и разница
этих энергий. Результаты расчетов в большинстве случаев коррели-
руют с экспериментальными данными. Однако для перехода к ре-
альным сплавам расчеты оценок взаимодействия затруднены вви-
ду сложности математического аппарата.

При необходимости сохранения высоких скоростей охлажде-
ния возможно использование покрытий на поверхности валка из
различных материалов. Определено, что затвердевший слой полу-
чаемого материала при наличии покрытий может уменьшиться на
5—10 %, однако стойкость валка и ресурс его работы повышаются.
Таким образом, можно при конкретных режимах получения про-
дукции регулировать момент ее отделения от поверхности валка, а
следовательно, и время теплового контакта.

Для исследования выбора пары контактирующих материалов
был предложен модельный эксперимент. На подложки из разных
материалов и с различным состоянием поверхности сбрасывали
капли расплава (рис. 2.14).

Л Капля расплава

Подложка

Я Я Источник нагрева

Рис. 2.14. Модель эксперимента

При этом температуру подложки (Тпод) изменяли от комнат-
ной температуры до нескольких сотен градусов. При попадании
капли расплава на поверхность, она растекалась с одновременным
затвердеванием. После охлаждения материала расплава капля под
действием сил усадки отрывалась от наклонной поверхности под-
ложки. При достижении определенной критической температуры
подложки отделение капли не происходило и для ее снятия с по-
верхности требовались механические усилия. Результаты измере-
ния критических температур представлены в табл. 2.6.

Таблица 2.6

Критическая температура для материала подложки

Расплав	Ткр/С, для материала подложки			
	медь	сталь	медь+никелевое покрытие	медь+хромовое покрытие
Sn	120	170	150	185
Pb	100	130	125	220
Си-Р	170	200	180	280
Cu-Zn	225	190	250	260

Полученные результаты могут быть использованы для разра-
ботки конструкции кристаллизаторов. Для корреляции результатов
получали материалы методами “melt drag” и “melt extraction”. Од-
нако перед началом процесса получения валки предварительно ра-
зогревали до температуры, соответствующей той, которую исполь-
зовали в вышеописанном эксперименте. С увеличением температу-
ры поверхности точка отрыва продукции монотонно смещалась от
области формирования ленты или проволоки. При температуре
поверхности кристаллизатора, соответствующей или превышаю-
щей критическую температуру для данных материалов, продукция
самостоятельно не отделялась от поверхности валка. Полученные
результаты особенно важны для процессов получения лент и про-
волок сечением более 500 мкм. В этих случаях затвердевший слой
выносит значительное количество жидкого металла, который при
раннем отделении продукции приводит к нарушению ее непре-
рывности. Поэтому, подобрав материал валка и рассчитав темпе-
ратуру его поверхности, можно использовать такие режимы, при
которых увеличивается время нахождения продукции на валке, а
следовательно, происходит ее полное затвердевание.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1.	Зейтц Ф. Современная теория твердого тела. - М.-Л.: ОНТИ. 1949. -
365 с.

2.	Салтыков В.Н. Получение волокон методом высокоскоростного
затвердевания расплава и фильтровых материалов на их основе. - М.: МАТИ,
1987. - 16 с.

3.	Конфигурационные представления электронного строения в физи-
ческом материаловедении: Сб. науч, трудов. - Киев: Наукова думка, 1977. -
208 с.

4.	Самсонов Г.В., Панасюк А.Д., Боровикова М.С. //Порошковая метал-
лургия. 1973. № 5. С. 51-56.

5.	Самсонов Г.В., Панасюк А.Д., Козина ГК // Порошковая металлур-
гия, 1973. № 6. С. 57-61.

6.	Задумкин С.Н. Поверхностные явления в расплавах и возникающих
из них твердых фазах. - Нальчик: Кабардино-балкарское изд-во, 1965.
-83 с.

7.	Harumatsu М., Shigeteru I., Keisuke О. //Rap. idly Quenched Metals, 6-th
Conf., Aug. 3-7.1987.410 p.

8.	Гурин В.Н. Конфигурационная локализация электронов в твердом
теле. Сб. науч. тр. - Киев: Наукова думка. 1975. С. 75-82.

9.	Самсонов ГВ. Конфигурационная модель вещества. - М.: Наука. 1972.
- 287 с.

10.	Самсонов Г В., ПрядкоИ.Ф., Прядко Л. Ф. Электронная локализация
в твердом теле. - М.: Наука. 1976. - 339 с.

11.	Самсонов ГВ. Поверхностные явления в расплавах и процессах по-
рошковой металлургии. - Киев: Изд-во АН УССР. 1963. -241 с.

12.	Maringer R. Е. // 6-th Int. Conference of. Rapidly Quenched Metals,
Aug. 3-7,1987.210 р.

13.	Паустовский А.В. Конфигурационная локализация электронов в
твердом теле. - Киев: Наукова думка. 1975. С. 67-72.

14.	Технология металлов и конструкционные материалы. / Б.А. Кузьмин,
Ю.Е. Абраменко., В.К Ефремов, и др.-М., Машиностроение, 1981. - 351 с.

15.	Дерягин Б.В., Левин С.М. Физическая химия нанесения тонких слоев
на движущуюся подложку. - М. Металлургия. 1959. - 207 с.

16.	The rapid solidification process to produce a lengthy product. Int. conf.
Rapidly quenched and metastable materials. Abstracts. Bratislava, 1996. 240 p.

17.	RE. Maringer. Int. conf of Rapidly Quenched Metals. Aug. 3-7, 1987. P.

210.	147
18.	Пашков И.Н., Васильев ВЛ., Родин И.В. Аморфные и микрокристал-
лические материалы, // Доклады научно-практической конференции стран
СЭВ - М.: ЦНИИЧМ, 1989. С. 60-82.

19.	Смачиваемость и поверхностные свойства расплавов и твердых тел.
- Киев: Наукова думка. 1972. - 348 с.

20.	Кудинов В.В., Бобров Г.В. Нанесение покрытий напылением. Теория,
технология и оборудование. - М. :Металлургия, 1992. - 432 с.
Глава 3. МАТЕМАТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ОПИСАНИЯ
СТРУКТУРЫ И ПРОГНОЗИРОВАНИЯ СВОЙСТВ
БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Быстрой закалкой возможно получение двух типов микро-
структур материалов: с аморфной структурой и с поликристалли-
ческой, которую часто называют микрокристаллической структу-
рой. Первоначально основное внимание уделялось попыткам мо-
делирования аморфных структур, выяснению причин и особенно-
стей формирования их структуры. Это связано прежде всего с на-
личием необычных и очень полезных с практической точки зре-
ния свойств. Однако в последнее время поликристаллические струк-
туры быстрозакаленных материалов находят все большее приме-
нение, что напрямую связано с особенностями микроструктуры и
свойствами таких материалов, чем и вызван интерес к разработке
современных методов анализа свойств таких материалов.

В настоящем исследовании мы ограничимся в основном рас-
смотрением поли- или микрокристаллических материалов, полу-
чаемых закалкой расплава. Моделирование свойств таких материа-
лов основывается на решении широкого круга задач.

Во-первых, это задачи моделирования технологического про-
цесса, построение адекватных физических и математических мо-
делей макрохарактеристик материалов, это прежде всего .анализ
процессов гидромассотеплообмена в системе кристаллизатор—рас-
плав и их связь с такими контролируемыми параметрами, как ско-
рость вращения, размеры, охлаждаемость, в конце концов, мате-
риал диска-кристаллизатора. Моделирование процессов формиро-
вания микроструктуры и ее связей с параметрами технологичес-
кого процесса представляет собой исключительно сложную зада-
чу, которую зачастую решают, привлекая экспериментальные ис-
следования. Построенная таким образом теоретико-эксперимен-
тальная количественная модель влияния технологических парамет-
ров на конечную структуру и текстуру микрокристаллического
материала дает, как правило, возможность сделать следующий шаг
и провести моделирование структурно-чувствительных свойств
быстрозакаленных материалов. Таким образом может быть постро-
ена модель исследования микрокристаллических материалов, по-
лученных закалкой расплава.

3.1. Использование статистических методов для описания
структуры и прогнозирования свойств быстрозакаленных
материалов

Неоднородные поликристаллические материалы обычно со-
стоят из нескольких, в общем случае анизотропных компонентов,
регулярно или случайно расположенных в пространстве. Свойства
компонентов, их пространственное расположение, геометричес-
кая форма и ориентация кристаллографических осей кристалли-
тов определяют микроструктуру и физико-механические характе-
ристики такого материала.

Если рассматривать материалы в некотором достаточно ма-
лом масштабе, то можно считать, что все они неоднородны. Если
материалы рассматривать на уровне атомов и молекул, то задача
об описании их свойств становится неразрешимой. Для преодоле-
ния этой сложности вводится гипотеза сплошной среды или кон-
тинуума [1]. Такая гипотеза включает в себя процедуру статисти-
ческого усреднения, посредством которой действительное состоя-
ние и структура материала идеализируются таким образом, что
материал считается сплошной средой. Это предположение связано
со свойствами, определяющими деформируемость среды, которые
отражают усредненные неизбежно очень сложные взаимодействия
на уровне атомов и молекул.

В рамках гипотезы континуума в соответствии с масштабной
классификацией элементов неоднородного материала возможны
три уровня его описания [2]: 1) макроструктурная; 2) микрострук-
турная; 3) субмикроструктурная.

В соответствии с этим была предложена следующая класси-
фикация физических свойств материалов.

Свойства первого рода (макроскопические) экспериментально
определяются на поликристаллических образцах, характерные раз-
меры которых достаточно велики по сравнению с размерами час-
тиц микроструктуры (например, кристаллических зерен в случае
однокомпонентных материалов). При таком рассмотрении модели
континуума становится уместной концепция эффективной гомо-
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
генности. При этом считают, что присущие неоднородной среде
характерные свойства одинаковы во всех точках среды.

Свойства второго рода (микроструктурные) изучают на мо-
нокристаллах или на элементах структуры поликристаллов.

Свойства третьего рода относятся к объектам, размеры кото-
рых малы по сравнению с размерами микроструктуры, — блокам
мозаики, границам зерен, дислокациям и т.п. Таким образом, под
неоднородностью материалов понимают или непрерывное изме-
нение свойств от точки к точке, или их скачкообразное изменение
при переходе через границу раздела компонент. Мы будем рас-
сматривать материалы с неоднородностью второго типа, когда ком-
поненты имеют границу.

Поликристаллические материалы, как неоднородные среды,
имеют следующие характерные особенности структуры [3].

Первое — наличие большого количества структурных элемен-
тов (волокон, слоев, частиц). Характерные размеры этих элемен-
тов пренебрежимо малы по сравнению с размером исследуемого
тела, в связи с чем композитные материалы называют также струк-
турно-неоднородными или микронеоднородными средами.

Второе — характерные размеры структурных элементов суще-
ственно превосходят молекулярные, в результате чего поведение
структурных элементов описывается уравнениями механики и элек-
тродинамики сплошной среды. Этим они отличаются от сплавов и
химических соединений, в которых структурные элементы сме-
шиваются на молекулярном или атомном уровне.

Третье — отдельно взятый структурный элемент полагают
структурно-однородным. Это дает возможность решать задачи по
определению свойств в рамках теории упругости и электростатики
с разрывными коэффициентами.

Постановка и решение конкретных задач для неоднородных
сред требует более детальной конкретизации их структуры. В связи
с этим целесообразно введение классификации относительно их
структурных элементов по следующим признакам (рис. 3.1):
О связность; 2) относительные размеры и форма; 3) простран-
ственное расположение и ориентация.

По характеру связности структурных элементов выделяют три
вида композитных материалов.

К первому виду относятся матричные, в которых один из
компонентов представляет собой матрицу, а другие — включения
(рис. 3.2, а). Для них характерно то, что при нулевой жесткости
включения неоднородный материал представляет собой порис-
тый материал с закрытыми порами. Если нулевую жесткость имеет
материал матрицы, то материал представляет собой систему неза-
висимых элементов.

Структура |

	Связность	|	Форма	|	Расположение |
	матричная		зернистая	регулярное
	каркасная	волокнистая	нерегулярное
поликристаллическая		слоистая	

Рис. 3.1. Классификация моделей структуры неоднородных материалов

Ко второму виду относятся каркасные или взаимопроникаю-
щие (рис. 3.2, б), каждый компонент которых представляет собой
монолитный каркас. При нулевой жесткости любого из компонен-
тов материал не распадается на изолированные компоненты, а
представляет собой пористый материал с открытыми порами.

К третьему виду относят однофазные поликристаллы, у ко-
торых структурные элементы являются одним и тем же анизотроп-
ным веществом, но с различной ориентацией главных осей ани-
зотропии (рис. 3.2, в).

Рис. 3.2. Модели структур, различающихся по связности элементов нео-
днородностей:
а — матричная; б — каркасная; в — однокомпонентные поликристаллы

Наиболее простую структуру обычно имеют однокомпонент-
ные поликристаллические материалы, элементы неоднородностей
которых (кристаллиты) различаются только формой, размерами и
ориентировкой кристаллографических осей кристаллитов по отно-
152
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
шению к общей для всего поликристалла — лабораторной систе-
мы координат. Также могут быть структуры, являющиеся комбина-
циями перечисленных и занимающие промежуточное положение.

Если исходить из характерной формы структурных элементов
и их относительных размеров, то композитные материалы можно
подразделить на зернистые (рис. 3.2, а), волокнистые (рис. 3.3, а) и
слоистые (рис. 3.3, б). К зернистым относятся неоднородные мате-
риалы, у которых характерные размеры структурных элементов
имеют один порядок в трех измерениях, т.е. имеют форму зерен
или гранул. При этом каркасные структуры следует отнести к зер-
нистым материалам, еСли характерные расстояния между двумя
соседними границами раздела компонентов имеют один порядок
в трех направлениях. Если характерные размеры структурных эле-
ментов в одном направлении значительно превосходят их размеры
в двух других, то такие материалы называют волокнистыми. В слу-
чае, когда характерные размеры структурных элементов в одном
из направлений значительно меньше, чем в двух других, то такие
материалы относят к слоистым.

Рис. 3.3. Модели структур, различающихся по форме элементов неодно-
родностей:

а — волокнистые; б — слоистые

По характеру расположения структурных элементов неодно-
родные материалы могут быть двух видов: с регулярной или детер-
минированной структурой и с нерегулярной или стохастической
структурой. В первом случае структурные элементы имеют правиль-
ную геометрическую форму (например, форму шара) и регуляр-
ный порядок расположения в пространстве. У стохастических струк-
тур расположение элементов носит случайный характер, форма их
может быть произвольной. Если структурные элементы имеют форму
шара, то существенное значение имеет ориентация их кристалло-
графических осей относительно друг друга.
Для материалов с детерминированной структурой ставится
граничная задача, а затем с помощью аналитических или числен-
ных методов определяют поля, возникающие под действием вне-
шних или внутренних нагрузок, что позволяет вычислять и эффек-
тивные характеристики.

Для стохастических материалов, как правило, применяют
методы статистического анализа, которые позволяют определить
средние значения и флуктуации полей и найти приближенные
значения для эффективных характеристик.

Изучение механического поведения неоднородных материа-
лов включает аналитическое исследование на двух уровнях абстра-
гирования: микро- и макроструктурной. В общепринятой термино-
логии области этих исследований носят названия микромеханики
и макромеханики. В микромеханике делается попытка распознать
тонкие детали структуры материала, т.е. рассмотреть в действи-
тельности поведение неоднородного тела, состоящего из включе-
ний (волокон, частиц или кристаллитов) и матрицы, в которой
размещены эти включения.

Моделирование эффективных физико-механических характе-
ристик неоднородного материала, т.е. расчет его эксплуатацион-
ных свойств, представляет собой сложную математическую задачу
даже в случаях, когда составляющие поликристаллический мате-
риал компоненты подчиняются простым физическим законам.

Расчет напряженно-деформированного состояния неоднород-
ного поликристаллического материала, состоящего из идеально
связанных между собой линейно-упругих компонентов, сводится
к решению краевой задачи для системы дифференциальных урав-
нений теории упругости

a?j(r,O +Л(г,О = р(г)ц(г,0.	(3.1)

Здесь — компоненты тензора напряжений; р — плотность мате-
риала; и. и ft — компоненты вектора смещения и объемных сил.
Данное уравнение, эквивалентное уравнению, описывающему закон
сохранения импульса, может быть переписано с использованием
закона Гука и соотношений Коши в виде дифференциального урав-
нения второго порядка относительно компонент вектора смещения:
<Cgu(r)Uk,i(r,t))j +fi(r,t) =	(3.2)

где c.jld — тензор модулей упругости. Решение соответствующей кра-
евой задачи в трехмерной постановке для неоднородных поликри-
154
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
сталлических материалов со случайным расположением и ориен-
тацией кристаллитов друг относительно друга для большого коли-
чества неоднородностей (более 100) представляет собой практи-
чески неразрешимую даже численно проблему.

Однако во многих случаях для описания непредельных свойств
неоднородного поликристаллического материала, имеющего боль-
шое количество включений, средний размер которых много мень-
ше характерного макроразмера, детальное знание физико-меха-
нических полей не является необходимым. При не слишком силь-
ных внешних воздействиях (в частности, при нагрузках, далеких
от разрушающих) поликристаллический материал, по-видимому,
с большой степенью точности должен вести себя как гомогенная
среда с некоторыми однородными в масштабе всего материала, а
именно, эффективными свойствами.

Таким образом, задача по определению эффективных свойств
неоднородных поликристаллических материалов содержит ряд от-
дельных проблем.

Во-первых, это анализ взаимодействия отдельного кристал-
лита с его окружением. Сюда входит анализ ориентации кристал-
лографических осей кристаллитов друг относительно друга, отно-
сительной формы кристаллитов, пространственного расположе-
ния компонент материала (характер армирования).

Во-вторых, это — решение проблемы усреднения свойств. Так
как способ формирования материала представляет собой реаль-
ный процесс, описываемый статистическими законами, то и струк-
тура материала будет подчинена этим же законам. В общем случае
локальные напряжения и деформации, а соответственно и свой-
ства, будут случайными функциями координат, т.е. в этом случае
необходимо проводить операцию статистического усреднения сто-
хастического (вероятностного) дифференциального уравнения
второго порядка.

В-третьих, необходимо решить проблему упрощения реше-
ния для того, чтобы окончательные выражения для расчета эф-
фективных характеристик могли быть с успехом применены для
расчетов конкретных материалов.

Отметим еще раз, что в такой постановке речь может идти
только об описании непредельных свойств, поскольку процессы,
реализация которых зависит от достижения соответствующими
параметрами критических значений в однородных средах, должны
подчиняться таким же закономерностям и в поликристаллических
материалах, т.е. определяться не средними, а экстремальными зна-
чениями упругих полей или их инвариантов.

Определим основные ограничения физической модели для
определения упругих свойств поликристаллического материала [1,
3-5]:

1.	Поведение неоднородного поликристаллического материа-
ла как в целом, так и в любой его точке описывается линейными
законами. Например, законом Гука и соотношениями Коши.

2.	Между компонентами неоднородного материала имеются
резкие и четко выраженные границы, т.е. будем пренебрегать тол-
щиной и соответственно свойствами границы.

3.	Адгезионная прочность отдельно взятого кристаллита ко
всему конгломерату составляющих материал кристаллитов суще-
ственно превышает возникающие в материале локальные напря-
жения.

4.	Материал имеет статистическую пространственную одно-
родность.

5.	На границе исследуемого макрообъема задаются однород-
ные перемещения u£s = <е.> х. или поверхностные силы c9nJ[S =
= <о.> п., где л — нормаль к поверхности 5, ограничивающей
макрообъем материала как целого; е.. — компоненты тензора де-
формаций, а угловые скобки определяют операцию усреднения.

6.	Внутренние источники напряжений в объеме материала
отсутствуют.

7.	Форма поверхности неоднородностей описывается гладкой
выпуклой функцией координат, а сама неоднородность представ-
ляет собой шар, бесконечный цилиндр, плоский слой, трехмер-
ный эллипсоид.

8.	Размеры отдельного кристаллита намного больше атомар-
ного размера, т.е. физико-механические свойства кристаллита и
большого, например, дециметрового кристалла одинаковы.

9.	Размеры отдельного кристаллита намного меньше размеров
всего исследуемого материала.

10.	Возможно усреднение физико-механических характерис-
тик материала, т.е. существует эффективное гомогенное тело, свой-
ства которого качественно те же, что и свойства исследуемого по-
ликристаллического материала.

11.	Для выполнения процедуры усреднения физико-матема-
156
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
тических характеристик материала будем принимать гипотезу эр-
годичности.

Первое условие ограничивает круг наших исследований, не-
линейные свойства материалов в настоящей работе рассматриваться
не будут, т.е. вопрос об упругопластическом поведении неодно-
родных материалов остается за рамками нашего исследования. Бо-
лее того, предположение о линейном поведении свойств материа-
ла дает возможность ограничиваться также и линейностью зависи-
мостей флуктуационных составляющих от их средних характерис-
тик. Данное предположение в конечном счете существенно облег-
чает описание неоднородного материала.

Второе условие дает возможность построения дифференци-
альных уравнений с разрывными коэффициентами для моделиро-
вания материала, что позволяет описывать поведение отдельных
кристаллитов в рамках классической механики сплошных сред.
Наличие резких границ подразумевает, что свойства материала
можно описать следующим образом: с(^) =	(?), где К' — ха-

рактеристическая функция, равная единице, если исследуемая
точка принадлежит объему, занимаемому /-тым включением, и
нулю, если не принадлежит.

Жесткое адгезионное сцепление кристаллитов материала по-
зволяет не учитывать изменение ориентации кристаллитов друг от-
носительно друга в процессе деформирования и определяет нео-
тличимость процессов нагрузки и разгрузки неоднородного мате-
риала как целого.

Статистическая пространственная однородность материала ма-
тематически определяет тот факт, что любые функции, описыва-
ющие взаимодействия кристаллитов, например тензорная функ-
ция Грина, бинарная корреляционная функция, зависят не от
конкретных координат кристаллитов, а только от расположения
кристаллитов друг относительно друга. Например, для бинарной
корреляционной функции это будет означать, что

S^'’(r,r1)=Z?^(r-r1).

Пятое условие представляет собой обычное условие однород-
ного внешнего нагружения. Также следует пренебречь остаточны-
ми внутренними напряжениями и деформациями, вызванными
процессами изготовления материала (условие шесть).
Безусловно, форма реального кристаллита далека от идеаль-
ной, но в процессе моделирования всегда используются различно-
го рода математические и геометрические абстракции, которые
помогают в явном виде проводить математические операции, на-
пример операцию интегрирования по поверхности.

Следующие четыре условия достаточно тесно связаны между
собой. Они основаны на двух гипотезах — эффективной гомоген-
ности и эргодичности исследуемых неоднородных сред. При этом
десятое условие исключительно важно, имеет некоторое самосто-
ятельное значение и усиливает первое условие. Так, если мы име-
ем материал, компоненты которого описываются линейными за-
висимостями, но связь между компонентами описывается нели-
нейными законами, т.е. деформации растяжения и сжатия всего
материала неэквивалентны, то процедура усреднения, а соответ-
ственно и процедура нахождения эффективных характеристик,
сильно усложняется. Принятие гипотезы эффективной гомогенно-
сти позволяет поставить фундаментальную задачу по определению
свойств неоднородных материалов. При решении этой задачи ос-
новной проблемой будет являться проблема усреднения, коррект-
ное обоснование и ограничения на эту процедуру и определяет
гипотеза эргодичности.

Процедура усреднения любых свойств неоднородного мате-
риала представляет собой достаточно простую в смысле определе-
ния процедуру, которая, однако, достаточно сложна в деталях [1].
Введем элемент объема неоднородной среды, имеющий характер-
ный размер, идентичный некоторому масштабу усреднения. Пусть
этот элемент объема является некоторым представительным эле-
ментом объема, т.е. свойства этой области не изменяются при
изменении ее месторасположения в материале (рис. 3.4.). В услови-
ях приложенного к нему макроскопически однородного поля на-
пряжений или деформаций средние напряжения или деформации
будут определятся следующим образом:

<cg(r)>=yjoe(r)dr (	(3.3)

<e#(r)>=yj e^Odr.	(3.4)
L

Рис. 3.4. Представительный элемент объема для
матричного материала

Соотношения (3.3) и (3.4) весьма общие, так как никаких
ограничений на геометрические характеристики компонент не было
сделано. Однако при выполнении этой процедуры требуется осто-
рожность. Для строгого выполнения усреднения необходимо иметь
точные решения для распределения полей напряжений и дефор-
маций в неоднородной среде. Получить подобные решения, не ис-
пользуя численные методы, практически невозможно, поэтому при
выполнении таких операций требуется использовать ряд упроще-
ний. При этом наша цель состоит в том, чтобы выполнить проце-
дуру усреднения с минимальным их количеством и без обращения
к эмпирическим закономерностям. Для решения этих проблем ис-
пользуется гипотеза эргодичности, которая математически доста-
точно строго определяет ограничения не только на процедуру ус-
реднения, но и на всю математическую модель.

Конечно, полученные результаты будут ограничены несколь-
кими геометрическими моделями типичных сочетаний компонент
неоднородной среды. Однако примечательно, что геометрические
модели, обсуждение которых было подробно проведено ранее, ох-
ватывают большое число типов материалов, сохраняя при этом их
существенные черты.

Свойство эргодичности является исключительно важным по-
тому, что оно определяет процедуру усреднения и устанавливает
соотношения между функцией распределения и координатой слу-
чайной функции £(г), между статистическими средними и средни-
ми по координатам [6]. Функции распределения, согласно “аксио-
ме измерения” вероятности, имеют статистический смысл. Это от-
носительные частоты в ансамбле одинаковых систем, т.е. систем, в
каждой из которых воспроизведены одни и те же условия протека-
ния данного процесса и одни и те же способы его регистрации или
наблюдения. Если, например, речь идет о флуктуациях, то одина-
ковыми должны быть макроскопические характеристики всех сис-
тем, составляющих ансамбль. Имея ансамбль систем, т.е. распола-
159
гая обширным набором реализаций рассматриваемой случайной
величины £(г), с помощью соответствующих вероятностей, т.е.
распределения систем ансамбля по значениям случайной величи-
ны, возможно находить среднее значение или другие моменты слу-
чайной функции. Для стационарных процессов, обладающих свой-
ством эргодичности, оба способа усреднения в достаточно боль-
шом объеме К практически совпадают. Соответственно среднее ста-
тистическое равно среднему по достаточно большому объему. При
этом под “равно” понимается сходимость по вероятности.

Сформулируем математическое условие эргодичности процесса.
Если ДО некоторая детерминированная функция случайной фун-
кции £(г), то необходимым и достаточным условием эргодичнос-
ти процесса является

lim JJ y(r, г') drdr' = О,
V —>оо у1 у

(3.5)

где V(r, И — функция корреляции; V— пространственная область,
по которой ведется усреднение.

Это необходимое и достаточное условие можно заменить бо-
лее сильным требованием — достаточным условием эргодичнос-
ти, которое для реальных сред большей частью оказывается вы-
полненным. Например, данное условие будет удовлетворено, если
функция корреляции у(г, г') всюду ограничена и при всяком г убы-

вает с увеличением |г - , как |г - г'|-а, где а > 0. В тех случаях,
когда стационарное поле £(г) является, как функция от г, эрго-
дическим, то усреднение, которое обычно обозначается угловыми
скобками, можно понимать просто как усреднение по простран-
ству, т.е. считать, что для произвольной детерминированной фун-
кции практически справедливо равенство:

< /К(?> О] > = lim J /К(Г, 01 <1?	(3.6)

К->оо V у	'	'

Причем для получения средних по ансамблю можно с достаточ-
ной точностью ограничиться конечными объемом, существенно
превышающим масштаб корреляции.
Предельный переход V -> оо может быть приостановлен на
областях V, поперечные размеры которых L велики по сравнению
с радиусом корреляции т.е. выполняется неравенство:

L « KV3 »	(3.7)

Наконец, иногда удобно пользоваться понятием квазиэрго-
дических полей. Эти поля являются эргодическими лишь в объе-
мах, малых по сравнению с масштабом измерения статистичес-
ких характеристик поля (среднего значения, дисперсии и т.д.).
Следовательно, о квазиэргодичности полей можно говорить лишь
при таких условиях, когда можно ввести объем усреднения К, ко-
торый удовлетворял бы двухстороннему равенству:

» VV3 » .	(3.8)

В феноменологической физике Vназывают “физически бес-
конечно малым объемом” или “представительным объемом”. Этот
объем должен быть, с одной стороны, достаточно малым, чтобы в
его пределах исследуемые поля были статистически однородными
(в механике достаточно для этого потребовать постоянства в этом
объеме средних полей), а с другой стороны, настолько больши-
ми, чтобы в пределах этого объема случайное поле £ испытывало
достаточно много пространственных флуктуаций.

В физике сплошных сред под следует понимать среднее рас-
стояние между источниками возмущений, которыми могут быть
отдельные молекулы, дислокации, включения и т.д. Белил — кон-
центрация включений (или других возмущающих объектов), то
== л-1/3, и тогда неравенство К_,/3» примет вид nV» 1, что и
означает существование большого числа включений в физически
бесконечно малом объеме. При выполнении этого неравенства ус-
реднение по ансамблю включений можно заменить усреднением
по малой пространственной области V Таким образом, в макро-
скопической физике довольно часто используется предположение
о пространственной квазиэргодичности тех или иных полей, ха-
рактеризующих состояние сплошных сред.

Для определения характеристик неоднородного материала
необходимо решать уравнения (3.1) или (3.2), которые представ-
ляют собой стохастические дифференциальные уравнения отно-
сительно случайных полей й(г) или Сд(г). Методы решения таких
уравнений в общем случае отсутствуют, поэтому необходимые ре-
шения для оценки свойств неоднородных материалов обычно по-
лучают, используя ряд упрощений, которые и определяют методы
прогнозирования свойств. Прежде чем перейти к их классифика-
ции, кратко рассмотрим понятия, которые используются для про-
гнозирования свойств. Прежде всего это понятия случайных полей
и определение эффективных характеристик.

Случайные поля, с которыми приходится иметь дело в тео-
рии микронеоднородных сред, можно разбить на два класса [4, 7]:
поля, образованные материальными тензорами или некоторыми
функциями от них, и поля, образованные полевыми тензорами,
век торами и скалярами. Материальные тензоры описывают свой-
ства кристалла (такие, как магнитная восприимчивость, диэлект-
рическая проницаемость, модули упругости, пьезоэлектрические
коэффициенты и другие), имеют определенную ориентацию в
кристалле и согласуются с элементами симметрии кристалла. По-
левые же тензоры, такие как тензор напряжений, деформаций,
вектор электрического поля, могут иметь любую ориентацию в
кристалле, они не описывают каких-либо свойств кристалла.

Случайные поля полевых тензоров выражаются через случай-
ные поля материальных тензоров, которые могут быть вычислены
по известной структуре материала. Эта связь для механики неодно-
родных сплошных сред находится через соответствующие уравне-
ния теории упругости. В качестве характеристик случайных полей
могут выступать различные функции распределения или их мо-
менты. Простейшей характеристикой случайного поля является
одноточечная функция распределения, первые четыре момента
которой определяют среднее значение, дисперсию, коэффициен-
ты асимметрии и эксцесса. Намного более полная информация о
случайном поле содержится в многоточечной функции распреде-
ления, включающей в себя все точки рассматриваемой среды. Од-
нако построение такой функции для большинства встречающихся
на практике структур представляет собой весьма сложную пробле-
му. Поэтому наиболее широкое распространение получило при-
ближение, основывающееся на двухточечной функции распреде-
ления или ее низших моментах. Двухточечный момент второго по-
рядка для центрированных полей представляет собой бинарную
корреляционную функцию. Для материальных тензорных полей
обычно принимают приближение одинаковой координатной за-
162
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
висимости различных компонент бинарной корреляционной фун-
кции. Для полевых тензоров, как показывает расчет, различные
компоненты по-разному зависят от координат.

Отметим, что вычисление одно- или многоточечных момент-
ных функций сводится к проблеме многих тел, поэтому многото-
чечные функции распределения (или их моменты) материальных
тензоров в большинстве случаев не могут быть найдены точно,
вычисление функций распределения или их моментов для поле-
вых тензоров также проводится приближенно. При этом обычно
ограничиваются нахождением низших одноточечных моментов или
бинарных корреляционных функций.

Для решения статических задач микронеоднородный матери-
ал удобно описывать относительно средних значений случайных
полей как однородную среду, обладающую эффективными свой-
ствами [4], так как экспериментально в реальных микронеодно-
родных материалах определяют именно эти поля, локальные же
поля в реальных микронеоднородных материалах измерить очень
сложно. Если в неоднородной среде каждый из компонент описы-
вается законом Гука, то и весь неоднородный материал будет опи-
сываться этим законом. Таким образом, локальная связь между тен-
зорами напряжений c(f) и тензорами деформаций е(г) имеет вид:
°^) = Суи(г)гы{г),	(3.9)

М?> =	(ЗЛО)

где cijkl(r) и sykl(r) — компоненты тензора упругости и податли-
вости в точке г соответственно.

Если масштаб флуктуаций микроскопических полей значи-
тельно превышает масштаб корреляций структуры микронеодно-
родных материалов, то связь между средними полями носит ло-
кальный характер. В этом случае, усредняя соотношения (3.9) и
(3.10), получим выражения, определяющие эффективные модули
упругости с* и податливости 5* микронеоднородного материала:
< о(г) > = < с(г)е(г) > = с*< е(г) >,	(3.11)

< е(г) > = < s(r )о(г) > = $*< о (г) >.	(3.12)

Здесь угловые скобки обозначают операцию усреднения. Все вели-
чины в уравнениях (3.9) могут быть разложены на регулярные и
флуктуационные составляющие. С учетом этого после усреднения
тензора напряжений получаем:

< о(г) >=< с(г) > < е(г) > + < c"(rXV) >,	(3.13)

где двумя штрихами обозначены флуктуационные составляющие
соответствующих тензоров, индексы для простоты опускаем. Вы-
разим теперь флуктуационные составляющие поля деформации
через ее среднее значение. В рамках линейной теории следует ожи-
дать, что искомая связь будет описываться линейной зависимос-
тью:

е"(г) = Р(г) < е(г) >.	(3.14)

Следует отметить, что даже при однородных макровоздействиях в
отдельных зернах возникают существенно неоднородные микро-
отклики, что приводит к необходимости учета как средних, так и
локальных значений модулей упругости.

С учетом (3.12) и (3.14) приходим к выводу, что формально тен-
зор эффективных упругих характеристик должен иметь вид:

с"= < с(г) > + < с"(г) Р(г) >.	(3.15)

В общем случае тензор Р(г) представляет собой интегральный опе-
ратор, ядро которого будет описывать взаимодействия между зер-
нами неоднородности.

Рассмотрим общую схему расчетов эффективных упругих ха-
рактеристик в рамках теории случайных полей [4], в основе кото-
рой лежит применение тензорной функции Грина. Уравнение рав-
новесия упругой среды, записанное в операторной форме, имеет
следующий вид:

(3.16)

Здесь fi(f) — компоненты вектора плотности объемных сил; Uj(r)
— компоненты вектора смещения, а оператор Ьу(г) имеет вид:

W = ^kcylcl(r)Vl9	(3.17)

где оператор “набла”, как обычно, представляет собой производ-
ную по соответствующей координате Vk = Э/Эг*.

Решение (3.16) можно представить как интеграл свертки:

(г)=<%(г) ♦//('),	(3.18)
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
где звездочка обозначает операцию интегральной свертки; G^r)
— тензорная функция Грина оператора Ly(r).

Так как все операторы, тензоры и векторы в уравнениях
(3.16)—(3.18) являются случайными функциями координат, то для
упрощения расчетов вводится однородное тело сравнения, урав-
нение равновесия которого имеет вид, аналогичный (3.16). Обо-
значая разность между точным значением величины и соответству-
ющим значением тела сравнения штрихом и вычитая одно уравне-
ние из другого, после преобразований находим:

Ц(г)и^) = -Ц(г)и}(г).	(3.19)

Индексом “с” обозначаются величины, соответствующие телу срав-
нения. Уравнение (3.19) можно представить в более удобной ин-
тегральной форме:

u^) = -G^f)L^f)uk(f).	(3.20)

Выражение для флуктуации тензора деформации получается диф-
ференцированием и симметризацией выражения (3.20):

е#(':)=		(3.21)

В явном виде (3.21) можно представить

dS) +

+ J	~A)c'klmn(A)Emn(A)	(3.22)

Круглые скобки определяют операцию симметризации, а тензор
деформации дается формулой Коши.

Запишем выражение (3.22) при помощи интегральных опе-
раторов, далее нижние индексы для простоты опущены:
e' = (Q°+Q)c'e.	(3.23)

Введенные операторы симметричны по первой паре индексов, в
дальнейшем будем полагать, что они симметричны и по второй
паре индексов, поскольку антисимметричная по второй паре индек-
сов составляющая операторов обращается в нуль после умножения
на симметричный по обеим парам индексов тензор упругости.

Введем центрированный тензор деформации в виде:

е"= е' + < с' >.	(3.24)
Проведем операцию центрирования для уравнения (3.23), т.е. выч-
тем из обеих частей этого уравнения их усредненные значения,
тогда

е" = (Q° + Q)(c'e - < с'г >).	(3.25)

Так как рассматривается неограниченная среда, т.е. тело больших
размеров, то и поверхность, по которой проводится интегрирова-
ние, будет достаточно большой по сравнению с пространствен-
ным масштабом корреляций. Поэтому для таких сред операцию
поверхностного интегрирования можно рассматривать как усред-

нение [4], т.е.

Q°c'e = Q< с'е >.	(3.26)

Учитывая определение эффективных характеристик и очевид-
ное равенство:

< с'е > = с'* < е > ,	(3.27)

где

с'* =с*-сс,	(3.28)

сделаем следующие преобразования выражения (3.26):

е" = О(с'е- с'* <е >),	(3.29)

(7-Qc')e=(7-Qc'*)<e>,	(3.30)

Е = (7 -0Ич(/ -Qc'*)< £ > ,	(3-31)

(I-Qc'*)=<(I-Qc'Y1 >ч .	(3.32)

Здесь I — единичный симметричный тензор четвертого ранга, а
последнее соотношение получается из предыдущего путем усред-
нения обеих его частей.

Исключая оператор (I - Qc'*) из (3.30) при помощи выраже-
ния (3.32), получаем:

е = (I - Qc')"1 < (7 - Q с')'1 >-1 < е >	(3.33)

Умножим полученное выражение на тензор модулей упругости и
усредним его. Используя определение эффективных упругих харак-
теристик, находим формальное решение поставленной задачи
с* =< с(7 - Q с')"1 >< (7 - Qc')"1 >-1	(3 34)

Отметим, что выражение для вычисления эффективных уп-
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
ругих характеристик неограниченных сред получено точно, так как
в ходе вывода никаких предположений, ограничивающих точность,
не делалось.

К сожалению, получить точные решения по соотношению
(3.34) не представляется возможным, поскольку Q представляет
собой интегральный оператор и, таким образом, в общем случае
тензор эффективных характеристик с* является функционалом,
который может быть выражен в виде ряда (или рядов) по интег-
ральным операторам. Вследствие этого используют различные при-
ближения, позволяющие с той или иной степенью точности опре-
делить эффективные постоянные композитных материалов. Одни
из них применимы лишь к отдельным видам структур, другие име-
ют более широкую область применения.

Следует отметить, что все приближения основываются на
предположениях вида взаимодействия элементов неоднороднос-
ти, т.е. в конечном счете ограничения накладываются на интег-
ральный оператор Q.

Оператор (I - Qc")1 в выражениях (3.30)—(3.34) следует по-
нимать как ряд

(/ -Qc')'1 = 1 + Qc’ + Qc'Qc’+...,	(3.35)

т.е.

(I-Qcy* =I+i(Qc’)n .	(3.36)

л=1

Если в выражение (3.34) подставить данное разложение, что
эквивалентно разложению в ряд по моментам, то получим следу-
ющее выражение:

с =< с >+ £ < c(Qc')n >-< с >	£ < (Qcf)m >

л=1	к=\ \/я=1

(3.37)

которое дает представление об особенностях многочастичных вза-
имодействий между зернами неоднородностей. Выражение (3.37)
можно еще больше упростить, полагая сс = <с>.

В этой связи приближенные формулы для расчета эффектив-
ных характеристик можно получить двумя основными способами:
1) наложением некоторых ограничений на ядро интегрального
оператора Q\ 2) с помощью предположений относительно вида
моментных функций.

Рассмотрим первую группу методов. Простейший метод, пред-
ложенный Фойггом [5], основан на предположении однородности
полей деформаций в макрообъеме, что эквивалентно предположе-
нию о равенстве нулю оператора Q. В этом случае получаем, что
эффективные модули упругости равны средним, т.е. cv' « <с>. Ана-
логично этому Ройсс предложил считать постоянными значения
тензоров напряжения, тогда тензор эффективных упругих подат-
ливостей будет равен среднему я/ = <s>, и, следовательно, cR* =
= <с’1>’1. Исходя из принципов минимума потенциальной и до-
полнительной энергии, Хилл показал [5], что приближения Фой-
гта и Ройсса приводят к предельным верхней и нижней границам
эффективных упругих постоянных композитов произвольной струк-
туры. Отметим, что различия между эффективными значениями,
вычисленными в этих приближениях, могут быть тем больше, чем
сильнее различаются модули упругости материалов, составляющих
неоднородный материал. Знание верхней оценки дает фундамен-
тальное представление о геометрической форме твердых включе-
ний в податливой матрице, а изучая нижние оценки, мы можем
исследовать вопрос о том, какие формы пустот в неоднородном
материале дают наименьшее снижение жесткости.

Определение более узких границ для эффективных постоян-
ных было обосновано и выполнено Хашином и Штрикманом. В
основе их метода лежит принцип стационарности некоторого спе-
циального функционала относительно тензора поляризации:

~Gij ~Cujkfckl •	(3.38)

При этом стационарное значение функционала равно упругой энер-
гии макрообъема неоднородного материала. Однако при нахожде-
нии стационарного значения этого функционала предполагается
кусочная однородность напряжений и деформаций в пределах од-
ного и того же компонента. Вследствие этого уравнения равнове-
сия и соотношение Коши могут и не удовлетворяться. В результате
этого подхода получаются так называемые “вариационные грани-
цы”, которые используются прежде всего для оценки корректнос-
ти различных теорий определения эффективных характеристик,
так как все другие оценки модулей должны лежать между ними.
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
Если какие-либо значения оказываются вне указанных границ, то
это означает, что допущения, сделанные при их получении, не-
верны и их необходимо отбросить. Однако во многих случаях эти
границы достаточно узки для того, чтобы ими можно было вос-
пользоваться в практических целях.

Приближенно эффективные характеристики микронеоднород-
ных материалов при произвольных концентрациях и эллипсоидаль-
ной форме компонент могут быть исследованы методом самосогла-
сованна. Существуют две модификации метода самосогласованна.

В первой модификации предлолагаетса, что каждый элемент
неоднородности ведет себа как изолированный в однородной сре-
де, свойства которой совпадают с эффективными свойствами все-
го материала. Поле, действующее на это включение, совпадает с
приложенным ко всему материалу внешним полем. Такаа схема
называетса методом эффективной среды.

Во второй используетса предположение о том, что каждое
включение ведет себа как изолированное в однородной среде со
свойствами матрицы, а наличие окружающих включений учиты-
ваетса эффективным полем деформаций, действующим на этот
элемент неоднородности. Эффективное поле складывается из внеш-
него и полей, наведенных окружающими включениями. Такой под-
ход называется методом эффективного поля. В общем, в основу
этих методов положена замена реального взаимодействия струк-
турных элементов композита между собой взаимодействием каж-
дого с окружающей его матрицей, свойства которой необходимо
вычислить. Задача, таким образом, сводится к определению на-
пряженно-деформированного состояния зерна неоднородности с
последующим его усреднением по всем компонентам, что приво-
дит к нелинейным алгебраическим уравнениям относительно эф-
фективных постоянных. Метод самосогласования был разработан
применительно к поликристаллам, а затем распространен на мат-
ричные структуры. Одним из методов, обобщающих первую груп-
пу способов определения эффективных характеристик, является
обобщенное сингулярное приближение теории случайных полей.

Рассмотрим вторую группу методов. Реализация метода мо-
ментов затруднена вследствие громоздкости многократного интег-
рирования [выражение (3.21)], а также из-за отсутствия полного
набора данных о моментах упругих характеристик произвольного
порядка и типа. Поэтому, как правило, ограничиваются корреля-
ционным приближением, которое применимо в основном для сла-
бонеоднородных материалов: либо малое различие модулей упру-
гости компонент, либо слабая анизотропия зерен поликристалла
[3—5]. В основе корреляционного приближения лежит предполо-
жение о том, что эффективные характеристики можно получить в
виде разложения по малому параметру — разности модулей упру-
гости и податливости. Теория случайных полей позволяет предста-
вить эффективные тензоры упругости в виде суммы среднего зна-
чения и корреляционных добавок, учитывающих многочастичные
взаимодействия. В корреляционном приближении ограничиваются
учетом лишь парных взаимодействий, в связи с чем корреляцион-
ные более высокого порядка, чем бинарные, отбрасываются. На-
пример, бинарная корреляционная функция тензора модулей уп-
ругости имеет следующий вид:

>.	(3.39)

Для существенно неоднородных материалов решение ищется
путем учета моментов высоких порядков. Одним из таких подходов
является одноточечное приближение, учитывающее одноточечные
моменты всех порядков. Однако одноточечное приближение не
учитывает специфику свойств сложных структур. Так, в рамках дан-
ного приближения не учитывается анизотропия, связанная с фор-
мой включений. В то же время корреляционное приближение сво-
бодно от этого недостатка благодаря использованию двухточечно-
го момента модулей упругости. Однако уточнение одноточечного
приближения путем учета двухточечных моментов приводит к гро-
моздким вычислениям. Этого удается избежать в методе условных
моментов [3]. Данный метод использует усреднение по условным
плотностям распределения деформаций.

При сравнении теоретических и экспериментальных резуль-
татов необходимо помнить основные предположения, при кото-
рых были получены те или иные оценки. Однако в реальных нео-
днородных материалах не всегда выполняются вышеприведенные
1—11. Упругие характеристики включений отклоняются от своих
средних значений. Может оказаться, что характеристики материа-
лов конечного размера отличаются от средних значений, получен-
ных для большого объема того же вещества. Таким образом, впол-
не возможно, что экспериментальные данные не всегда будут ук-
ладываться в вариационные границы. Например, для композита с
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
параллельными волокнами некоторые модули могут быть меньше
соответствующей нижней границы из-за повреждения волокон или
их отслаивания от материала матрицы в процессе изготовления.

В сингулярном приближении теории случайных полей [4] при-
нимается, что интегральный оператор, описывающий взаимодей-
ствие неоднородностей, может быть заменен некоторым постоян-
ным тензором g. Для замены интегрального оператора Q на тензор
g необходимо потребовать, чтобы

Qijkl C'klpqf.f) = f	~ П) Cklqti) = gijkl C’ktpqff}.	(3.40)

Ядро интегрального оператора Q представляет собой обоб-
щенную однородную функцию. Согласно теории его можно разло-
жить на формальную и сингулярную составляющие. Сингулярная
составляющая второй производной тензора Грина содержит кроме
материальных характеристик только 8-функции, что дает возмож-
ность просуммировать ряд (3.35) или (3.37). И в этом случае вы-
полняется соотношение (3.40). Формальная же составляющая тен-
зора Грина содержит информацию о неоднородности полей де-
формации и напряжения. Основная идея сингулярного приближе-
ния состоит в отбрасывании формальной составляющей ядра ин-
тегрального оператора Q.

Сравнивая равенство (3.40) с определением скалярной обоб-

щенной функции Дирака	
J8(r- >5 )Z(n)d/i = /(г),	(3.41)
получаем:	
GkMMlW ~ GkWJW^ = Sgkl^r) .	(3.42)
Откуда следует, что	
gyki = J GkWM^dr 	(3.43)

Из этих соотношений получаем основную расчетную форму-
лу обобщенного сингулярного приближения теории случайных
полей

с =< c(I-gc') 1 > < (Z-gc') 1 > 1.	(3.44)

Соотношение (3.44) можно представить и в несколько ином,
более удобном для вычислений виде, если ввести вспомогатель-
ный тензор If равенством

g(cc+bc)=I-	(3.45)

171
После преобразований (3.44) с учетом (3.45) получим:
(с* + Ьс) = < (с + Ьс)~х >4	(3.46)

Если принять, что кристаллиты неоднородного материала от-
личаются лишь ориентировкой кристаллографических осей, то про-
цедура усреднения в выражении (3.44) или (3.46) сведется к интег-
рированию только по всевозможным эйлеровым углам фр Ф и ср2:
(C*+*T,=A-J J f /(<Р1.Ф,<Р2)[С(<Р1,Ф,Ф2) +
»л о о о	(3.47)

+ £с]-1 sin Ф дФ	.

Проведем вычисление тензора g, а соответственно и тензора
If. Для этого воспользуемся определением тензора Грина

=	(3.48)

Перейдем в этом равенстве к Фурье-представлению
C^^kjG^k)^^,	(3.49)

где
Gml(k)=J Gml(r) ex?(-ikr)dr.	(3.50)

Из соотношений (3.48) и (3.50) получаем Фурье-образы тензора
Грина и его второй производной

G^k)=k-2^,	Wv) = -vfflv„V,	(3.51)

4, = ctjki vk V/,	V( =	.	(3.52)

Искомый тензор g равен интегралу от сингулярной составля-
ющей второй производной тензора Грина (3.43). При этом выбор
поверхности интегрирования определяется формой элемента нео-
днородности. В качестве такого элемента выберем эллипсоид, по-
верхность которого задается уравнением:

(X'/lrf + (х2//2)2 + (х3//3)2 = 1.	(3.53)

Воспользовавшись интегральным преобразованием Фурье
(3.50), получим:

ацтп = тЛз JJ	exp(-/fcr)дк dr .	(3.54)

(2К)
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
Для получения тензора g требуется провести симметризацию по
соответствующим индексам, т.е.

gijki = Чуму-	(3.55)

Проведем в выражении (3.54) замену переменных, позволя-
ющую ввести сферические координаты. Учитывая, что тензор GiJ mn
не зависит от модуля вектора |£|, находим

<^«» = 7^3ld£2nfd^fd£4f^,m»1142*l,	(3.56)

где dQn — элемент телесного угла в ц-пространстве, — в %-
пространстве, а

(ти.//..)	хт	. ,

\ «Ш/ /Я/_ с ________ т	м ___/ Ь-

Z	Ч-1/2 ’ Sb - , ,	Л/и - 1т	(3.57)

__	а I

и )

В соотношениях (3.57) суммирования по повторяющимся
индексам нет. Из приведенных соотношений видно, что £ меняет-
ся в пределах [0,1], а ц — [0,°о].

Воспользовавшись тождествами для преобразования Фурье
единичной функции Хевисайда 0(У = 1(1- £), которая обращает-
ся в нуль при £ > 1 и равна 1 при £ < 1:

jd^Jdn^2exp(-£n)=0(n),	/0(n)Ti2dTi=2n2,	(3.58)

получим

=-T-J v, v,dftn.	(3.59)

ЧП

Для эффективного зерна неоднородности эллипсоидальной
формы с полуосями /р 12 и 13 в сферической системе координат
направляющие нормали и элемент телесного угла имеют вид:
v1=(l/Z1) sinOcoscp, v2=(l//2) sinOsincp, v3=(l//3) cost»,

= sin О dO dip.	(3.60)

Таким образом, для получения численных значений для эф-
фективных упругих характеристик по формуле (3.73) необходимо
знать функцию распределения кристаллитов по ориентациям кри-
сталлографических осей кристаллитов и выбрать параметры тела
сравнения. Функция распределения кристаллографических осей
кристаллитов может быть либо найдена экспериментально путем
проведения нейтронографических или рентгенографических экс-
периментов, либо задана аналитическим выражением, получен-
ным из теоретических соображений.

Выбором тензора тела сравнения сс во многом определяется
близость вычисленного эффективного тензора упругости с* к его
истинному значению [3, 5]. Однако выбор параметров тела сравне-
ния не так прост, как кажется на первый взгляд. Полагая сс = О,
получаем приближение Ройсса, а при сс = °° — приближение
Фойгта. Полагая сс равным тензору модулей упругости компонен-
та с максимальной и минимальной жесткостью, приходим для двух-
компонентных материалов соответственно к верхней и нижней
границам Хашина—Штрикмана.

Физические соображения и сравнение с экспериментальны-
ми результатами показывают, что в случае матричной структуры
целесообразно принять сс = <с>, если жесткость включений мень-
ше жесткости матрицы, и сс = <г1>"1, если жесткость включений
больше жесткости матрицы. Для каркасной структуры следует взять
сс = <с>. Для структуры типа поликристалла возможны более слож-
ные варианты. Однако для поликристаллов даже низких классов
симметрии и сложной текстуры приближения, полученные в пред-
положениях Фойгта и Ройсса дают, достаточно узкую “вилку” и
во многих приложениях достаточно использовать приближение Хил-
ла, т.е. среднее арифметическое приближений Фойгта и Ройсса,
также используется и среднее геометрическое этих приближений.
Отметим, что в основе приближений Фойгта и Ройсса использу-
ются строго осмысленные физические приближения, в то время
как характеристики, полученные по методу Хилла или ему анало-
гичным, не имеют такого осмысления и являются скорее модель-
ными вычислениями.

Выпишем основные соотношения для вычисления эффектив-
ных характеристик в выведенных приближениях с учетом того,
что кристаллиты отличаются друг от друга лишь ориентировкой
кристаллографических осей. Для приближения Фойгта имеем:
। п 2п 2я

с*=ут/ I / /(Ф1.Ф.Ф2) c,(q>i,<I>,<p2)sin®d«>d<p1d<p2)	(3.61)

оЯ о о О

а для приближения Ройсса:

J J/(<Р1,Ф,ф2) J,(<Pi,«,<p2)sin®d<I>d<p1d<p2.	(3.62)

о1С о О О

Здесь тензоры d и / представляют собой тензоры свойств в эйле-
ровом пространстве вращений и выражаются через соответствую-
щие тензоры упругости и податливости в главных осях следующим
образом:

с#и(Ф1 , Ф, Ф2) = “to «у»

«МФ1. Ф> Ф2)=а™ а а^>«да,	(3,63)

а матрицы поворота кристаллита а вокруг ортогональных осей в
виде суперпозиции поворотов на эйлеровы углы:

а # (Ф1, Ф, Ф2)=а,7(Ф1) aft (Ф)	(<₽2),

(3.64)

где

COS<P]

а(<р1)= -sincpi

sin <рх О
cos (Pi О

О 1

(3.65)

10	0

а(Ф)= 0

совФ
— 8ШФ

8ШФ
СОвФ

(3.66)

0

а а(ср2) — аналогична «(ф^.

Таким образом, если функцию распределения ориентаций
(ФРО) можно представить в виде суммы произведений функций
по каждому из эйлеровых углов, то процедура интегрирования
соотношений (3.62) и (3.61) сводится к произведению трех одно-
мерных интегралов, что существенно облегчает расчеты.
3.2.	Математические методы описания текстуры
быстрозакаленных поликристаллических материалов

Среди факторов, определяющих свойства материалов, боль-
шое значение имеет текстура. Наличие текстуры влияет на многие
структурно-чувствительные свойства материалов: на прочность и
твердость, анизотропию упругих, электрических, магнитных и
других свойств [11]. Она присуща как естественным материалам
(минералам, растениям, животным тканям), так и искусственным
(при кристаллизации, эпитаксиальном наращивании, фазовых
переходах, отливке, протяжке и прокатке) [12—14].

Для поликристаллических систем различают два вида текстур:
текстура формы и ориентационная текстура. Первая связана с фор-
мой и размерами компонентов [15]. Так, материалы, армирован-
ные однонаправленными волокнами, обладают трансверсальной
изотропией свойств [3]. Ориентационная текстура определяется пре-
имущественной ориентировкой кристаллитов в поликристалле [8,
11]. Вообще говоря, в реальных материалах присутствует как пер-
вый, так и второй вид текстур, но свойства и напряженно-дефор-
мированное состояние многокомпонентных поликристаллов удоб-
нее моделировать, рассматривая их в отдельности.

Текстуры могут быть осевыми с предпочтительной ориенти-
ровкой относительно одного особого направления, плоскими — с
ориетировкой относительно особой плоскости, полными — при
наличии особой плоскости и особого направления. Реально суще-
ствующие текстурированные материалы обладают более сложной
текстурой с несколькими особыми плоскостями и осями. Отме-
тим, что обычно не бывает полной ориентации элементов тексту-
ры, отклонения от преимущественных направлений характеризу-
ют степень ее ориентации.

Образование особых направлений ориентаций кристаллитов
в поликристаллических системах связано с действием направлен-
ных внешних или внутренних сил, вызывающих предпочтитель-
ную ориентировку кристаллитов или изменение их формы. Ориен-
тирующее действие могут оказывать механические, электрические,
тепловые и другие поля [8, 10, 13].

Исследование текстур, включающее определение размеров и
взаимной ориентации кристаллитов, осуществляется главным об-
176
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
разом рентгенографическими, электронографическими и оптичес-
кими методами. В последнее время для получения более полной
информации о текстуре массивных образцов применяют нейтро-
нографические методы. Отметим в этой связи, что аналитический
подход к описанию текстур все более широко применяется в фи-
зике неоднородных материалов, чему во многом способствует усо-
вершенствование аппаратуры для текстурного анализа и теории
обработки экспериментальных данных. Математическим методам
описания текстур посвящено большое количество исследований,
достаточно полный обзор их приведен в работе [8]. К настоящему
времени разработан ряд методов, изложенных, например, в мо-
нографиях [8, 12], которые позволяют количественно описывать
текстуру исследуемого материала при помощи функции распреде-
ления кристаллитов по ориентациям (ФРО) fig).

К сожалению, ФРО не поддается прямому измерению. С по-
мощью рентгене- или нейтронографии удается измерить либо по-
люсные фигуры, т.е. стереографические проекции нормалей (по-
люсов) к определенным кристаллографическим плоскостям, по-
строенные для всех кристаллитов того объема поликристалла, от
которого получена дифракционная картина, либо обратные по-
люсные фигуры. Обратные полюсные фигуры (ОПФ) представля-
ют собой графическое изображение плотности вероятности, с ко-
торой различные направления кристалла наблюдаются в направ-
лении оси, принадлежащей системе координат поликристалличес-
кого образца. Метод построения ОПФ был введен Харрисом [16],
а затем теоретически обобщен с точки зрения математического
текстурного анализа Бунге [8].

Если g — элемент, а и — некоторая область эйлеровою про-
странства, то

?(«) = f/(g)dg	(3.67)

интерпретируется как вероятность обнаружить случайную ориен-
тацию g кристаллографической оси кристаллита в рассматривае-
мой области и.

Функция распределения кристаллитов по ориентациям fig)
определяет в эйлеровом пространстве объемную долю кристаллитов
материала, кристаллографическая система координат которых
повернута относительно лабораторной на углы <рр Ф и ф2:
аК(<Р1’Ф,ф2) = f(g) dg = 1 /(«Pj, ф, ф2) Sin Ф d<Pi <1Ф d<p2.	(3.68)

И	8я

Для описания ориентаций кристаллитов в поликристалле [8]
выбирается произвольная система координат КА поликристалли-
ческого образца, относительно которой определяется координат-
ная система Кв 9 связанная с кристаллографическими осями крис-
таллита. Для получения ориентации отдельного кристаллита необ-
ходимо определить вращение g, которое переводит фиксирован-
ную координатную систему Кл в координатную систему Кв.

Наиболее удобно представлять этот переход при помощи эй-
лерового изображения вращения, т.е., для получения необходи-
мой ориентировки преобразуемую систему координат XYZ пово-
рачивают вокруг оси Z на угол срр затем полученную систему
Z'T'Z' поворачивают на угол Ф вокруг оси X', получая систему
Z"y"Z", и, наконец, делают еще один поворот вокруг оси Z" на
угол ср2, приводя ее в окончательное положение. Таким образом,
вращение g может быть представлено эйлеровыми углами фр Ф, ф2.
g = {Ф1,Ф><₽2}-	(3 69)

Здесь углы ф1 и ф2 лежат в пределах [0,2 я], а угол Ф — в пределах
[0, я]. Эти углы, которые часто называют углами прецессии, нута-
ции и чистого вращения, аналогичны географическим координа-
там на сфере трехмерного евклидово пространства.

Ориентация g определяет взаимные повороты систем коор-
динат КА образца и Кв кристаллита. Симметрия внешних воздей-
ствий, создающих текстуру, например симметрия внешнего поля
напряжений при прокатке сталей, отражается в симметрии сфор-
мировавшейся текстуры металлов. Таким образом, систему^ можно
связать с элементами симметрии образца в целом. В этом случае
ФРО должна отражать эту симметрию. Выбор системы координат
Кв неоднозначен, так как в зависимости от симметрии кристалли-
та имеется пв различных, но эквивалентных друг другу возможно-
стей выбора системы координат (пв — число элементов группы
симметрии кристаллита GB).

Таким образом, /(g) должна учитывать симметрию кристал-
литов и образца, т.е.:

f(g) = f(gAggB>-	(3.70)
Здесь gA — любой элемент группы симметрии образца GA; gB —
элемент группы симметрии кристаллита GB.

Вычисление функции распределения ориентаций
кристаллографических осей кристаллитов

В работе [17] определяли эффективные упругие модули для
образцов кварца с аксиальной текстурой, используя в качестве
ФРО стандартное распределение Лапласа—Шарлье. Решение по-
добной задачи для образца с неаксиальной текстурой предполага-
ет представление ФРО в виде разложения в ряд по обобщенным
шаровым функциям T^g) [8, 18—20]:

f(g) = t 1 1сгтг(г),	(3.71)

/=0 m=-l п=-1

где С™ — коэффициенты разложения. Обобщенные шаровые фун-
кции представляют собой матричные элементы непреводимого
представления группы вращений в трех измерениях и определяют-
ся формулой:

77”Л(Ф1,Ф,Ф2) - cxp(zm(p1)P//”rt(cos0)exp(zM(p2)-	(3.72)

Здесь Р/"л(со8Ф) — обобщенные функции Лежандра. При х = собФ
они имеют вид:

п+т л1-п

[(1-х)'-т(1 + х)/+т].

(3.73)

Подробные сведения о свойствах этих функций можно найти в
работе [21].

Группы симметрии поликристаллического образца и крис-
таллитов накладывают на ФРО ряд ограничений, которые можно
учесть введением симметричных обобщенных функций ^v(g):

оо	М\1)	JN V)

f(g)=z	Z	zero.	(3.74)

/=0	ц=1	v=l

В общем случае	симметричные функции являются линейными ком-

бинациями обычных:
GF(g)= Z Z AFBrrr(g),	(3.75)

m=-l n——l

где коэффициенты А™ выбираются так, чтобы были обеспечены
условия симметрии поликристалла, коэффициенты В^ учитыва-
ют симметрию кристаллитов. Эти коэффициенты можно выбрать
соответственно N(l) и М(1) линейно независимыми способами.
Окончательно представима в виде [8]:

оо M(i) N(D +1	+1

/(g) = z Z Z Z Z СГАГВГТГЬ).	(3.76)

/=0 ц=1 v=l m=-l n=-l

Таким образом, для вычисления явного вида текстурной функции
необходимо определить коэффициенты А™ и В^. Отметим, что
эти коэффициенты должны быть нормированными, что следует
из ортонормированности функций Qv(g). Для коэффициентов Л™
можно записать следующее условие нормировки (аналогично для
В,”*):

i АГ АГ' =8wS	(3.77)

л=-/

где 5VV' — символ Кронекера.

Для определения неизвестных коэффициентов А™ и В^ в
общем случае необходимо решать систему уравнений вида:

z Лт"[7}№(^)-М = 0-	(3.78)

Щ——1

где 5 = [-/, /]. Здесь gD — элементы вращений группы симметрии
образца в целом (D™ = А™) или кристаллитов = В^). Реше-
ние этой системы уравнений сводится к нахождению собственных
векторов квадратной эрмитовой матрицы, соответствующих соб-
ственному значению, равному единице.

Для ряда низших классов симметрии установлена связь меж-
ду количеством отличных от нуля коэффициентов Qv по парамет-
ру, например л, и видом коэффициентов А™ [8]:

Класс симметрии .. Триклинная Моноклинная Орторомбическая
Коэффициент..... К(1) = 21+1 K(l) = I	К(1) = (/- 1)/2

Здесь К — количество отличных от нуля коэффициентов Qv.
Согласно [8] при вычислении эффективных материальных
характеристик материалов, описываемых тензорами ранга не выше
г, можно ограничиться только первыми / <г членами ряда разло-
жения ФРО по обобщенным шаровым функциям, так как следую-
щие члены ряда не оказывают влияния на рассчитываемые эффек-
тивные характеристики. Поскольку нас интересуют свойства мате-
риалов, описываемые тензорами ранга не выше четвертого, а имен-
но упругие характеристики, то при вычислении ФРО в выраже-
нии (3.76) ограничимся только первыми четырьмя членами ряда
по /:

/(g) = 1+1Ф GT + £ <т Gf	□ 79)

H,v	g,v	\ • /

Следует отметить, что при отбрасывании высших членов ряда
по / ФРО может стать отрицательной, так как в разложении ис-
пользуются знакопеременные функции.

Однако попытки вычисления ФРО методом Бунге могут при-
вести к некорректным результатам. Причины этого заключаются в
неединственности решения задачи по определению ФРО [12]. Даже
если известны все теоретически возможные ПФ (бесчисленное
множество), то можно получить только четные коэффициенты
разложения ФРО в ряд по обобщенным шаровым функциям. Хотя
к настоящему времени разработан ряд методов [12] получения как
четных, так и нечетных коэффициентов разложения, но данная
задача далека от завершения. Более того, разложение в ряд (4.2)
по знакопеременным функциям 7J""(g) может привести к появле-
нию отрицательных значений/(g) [8]. С этой точки зрения более
последовательным является аппроксимация ФРО с помощью га-
уссовых распределений [22]. В этом случае /(g) определяется как:
/(g) = /(5, со) = W) ехр(5 cos со) > 0,	(3.80)

где параметр S определяется из полуширины гауссова распределе-
ния, со — функция квадратов синусов и косинусов координат эй-
лерова пространства, a N(S) представляет собой нормировочный
множитель и выражается через модифицированные функции Бес-
селя.

Отметим, что экспериментальные методы получения данных
Для определения количественной меры текстуры в настоящее вре-
мя позволяют исследовать не только однокомпонентные поликри-
сталлы, но и композитные материалы. Отметим, что последова-
181
Глава 3
тельное применение методов анализа текстур с современными
методами прогнозирования эффективных характеристик делает
возможным появление новых методов исследований материалов и
на этой основе позволяет давать практические рекомендации для
совершенствования технологии изготовления материалов и при-
боров на их основе.

Для получения экспериментальных ПФ или ОПФ металлов и
сплавов традиционно применяются рентгеновские дифракцион-
ные методы. Однако рентгеновские лучи вследствие их сильного
поглощения имеют малую глубину проникновения и несут ин-
формацию в основном только о поверхностных слоях образца. Низ-
кое поглощение нейтронов большинством изотопов делает их бо-
лее пригодными для изучения текстур в больших образцах объе-
мом более 10 см3. При этом текстурные неоднородности усредня-
ются, что позволяет исследовать крупнозернистые образцы и оп-
ределять ПФ с повышенной точностью.

Очевидно, что выразить вероятность наблюдения ориенти-
ровки кристаллита способом иным, чем трехмерная ФРО, невоз-
можно. Поэтому ни один из способов представления текстуры по
данным ПФ или ОПФ не является предпочтительным. Доказано
[8], что если симметрии кристаллитов и образца совпадают, то
равное число ПФ и ОПФ дает эквивалентное представление о тек-
стуре. Однако в других случаях разрешающая способность пред-
ставления текстуры с помощью ОПФ выше, чем при использова-
нии такого же количества ПФ, что имеет большое значение при
исследовании многих естественных поликристаллических матери-
алов, образованных минералами низкой симметрии.

Целью обработки экспериментальных данных является полу-
чение ПФ или ОПФ, а затем получение коэффициентов разложе-
ния С™ функции распределения ориентаций кристаллитов в по-
ликристалле /(g) по обобщенным шаровым функциям Tlmn(g) и
вычисление ФРО для расчета эффективных характеристик поли-
кристаллического материала.

В основе теории обработки ПФ и ОПФ лежит представление о
функции распределения главной оси Л(Л, у) [8]. Для большего удоб-
ства вводится промежуточная система координат К. В этой системе
направление у , фиксированное в системе координат образца, за-
дается полярными координатами ФА, уА, а направление h , фикси-
рованное в системе координат кристаллита, задается координата-
ми Фв, . Вектор у описывает ориентацию направления рассеива-
ния исследующего излучения в системе координат КА, т.е. ту ори-
ентацию, при которой детектор видит образец. Вектор h = Д пред-
ставляет собой нормаль к семейству плоскостей кристаллографи-
ческой решетки L

В этих обозначениях вращение^ ={ул + я/2, ФА, ср'} преобразу-
ет КА в К, а вращение g2 ={ф', Фв, п/2 - р*} переведет К в Кв.
Поворот g, который преобразует КА в Кв, характеризуется равен-
ством:

(3.81)

Зафиксировав вращение $ и допустив изменение углаф', получим
все повороты g, для которых направление h совпадает с направ-
лением У. Усреднив ФРО по всем ориентировкам, получим иско-
мую функцию Л(А,у) направлений А и у:

1 2я

A(h, у) = — f f(g) d<p'.	(3.82)

2Я о

Заменяя ФРО разложением в ряд по симметричным обоб-
щенным шаровым функциям, имеем:

1 оо M(l) N(l)	2л

Z crjTTGW.	(3.83)

Ш ц=1 v=l	О

Количество отличных от нуля коэффициентов Qv определяется
параметрами М(!) и N(J). Значение параметра М(Г) для конкретно-
го I одновременно показывает необходимое количество полюсных
фигур для вычисления ФРО с требуемой точностью. Таким обра-

зом, функцию A(h,y) можно определить через коэффициенты Qv
разложения ФРО в ряд [8]:

A(h, у) = 4л I Z £ Cf (2/ + If1 g»(A) к?(У) ,	(3.84)

/=0 н=1 v=l	v
где звездочка обозначает комплексно-сопряженную величину,
k^(h) — симметричные сферические функции, обладающие сим-
метрией кристаллита, к? (у) обладают симметрией образца. Функ-
ции k*f(h) iiLkiiy) связаны со сферическими функциями к™, ко-
торые определяются соотношением:

Л/"(Ф, Ф) = -Д= ехр(/ т Ф) P^cos Ф).	(3.85)

у2л

Здесь Ptm (cos Ф) — нормализованные присоединенные функции
Лежандра 2-го рода. При х = собФ они имеют вид:

5я.	..	1(2/ + 1)(1 + т)! (-1)'-"	2. dz-m 2.1

Р‘ (С08Ф)=^ 2(/-т)!	• <186>

Рассмотрим частный случай функции Л(А, у), когда направ-
ление у = у{ фиксируется, а направление в кристалле может не-
прерывно изменяться. Тогда:

Л(А,Я) = А(А) = 4л 2 2 2 Cf (2/ + If1 k?(h) Ц(у;) (3 87)

где R.(h) — функция распределения, описывающая вероятность,
с которой различные направления h кристалла совпадают с ха-
рактерным направлением, связанным с координатной системой
образца.

Функцию полюсной плотности Р^у) можно получить, если
зафиксировать направление нормали к конкретной кристаллогра-
фической плоскости h. и задавать вероятность, с которой различ-
ные направления у совпадают с h., т.е.

у) = Pi(y) = 4л £ £ £	(21 + 1Г1 к^) к](у) .	(3.88)

/=0 ц=1 v=l	'
В выражениях (3.87) и (3.88) зависимости R^h) и Р((у) пред-
ставляют собой частные случаи функции распределения главной
оси A(h, у) и,следовательно, двумерные проекции ФРО. Методом
наименьших квадратов из этих выражений, которые описывают
соответственно ОПФ и ПФ, находят коэффициенты разложения
Qv. Значение параметра / = /тах, до которой эти коэффициенты
могут быть определены, зависит в одном случае от симметрии кри-
сталлитов, а в другом — от симметрии исследуемого образца.
Однако так как при дифракции отраженное излучение фиксирует
только направление нормали отражающей плоскости, но не на-
правление ее ориентации, то уже в эксперименте происходит ус-
реднение по направлениям Ц. и-h.. Это обстоятельство приводит
к тому, что 0 для нечетных значений / [8]. Рядом авторов
были предложены методы решения данной проблемы. Одним из
них является метод “нуль области” [12].

Рассмотрим определение ФРО быстрозакаленного алюминия.
Анализ поперечных шлифов полученных алюминиевых лент сви-
детельствует об их трехслойном строении.

Первый слой формируется под воздействием высокого гра-
диента между холодным кристаллизатором и расплавом материала.

Второй, определяющий слой, имеющий самую большую тол-
щину, формируется под воздействием малого градиента темпера-
туры, и этот слой определяет скорость охлаждения всей ленты в
целом.

Третий слой — слой жидкого материала, выносимого из рас-
плава под действием сил сцепления материал—расплав, он ох-
лаждается внешней средой. Путем соответствующего подбора ско-
рости вращения диска и температуры перегрева расплава от этого
слоя часто удается избавиться. В результате различий условий кри-
сталлизации этих слоев они должны отличаться как по структуре,
так и по свойствам. Основной причиной таких различий следует
считать разницу в условиях формирования ленты по толщине, ко-
торая определяется различием таких параметров, как скорость, ох-
лаждения, и величиной градиента температуры по толщине.

Цель экспериментальных работ ,— получение с помощью рен-
тгенографического анализа обратных полюсных фигур (ОПФ) об-
разцов быстрозакаленных алюминиевых поликристаллических лент.
В результате обработки ОПФ были определены коэффициенты раз-
ложения ФРО в ряд по обобщенным шаровым функциям Qv [8]
для восстановления ФРО применительно к вычислению эффек-
тивных упругих характеристик методом обобщенного сингулярно-
го приближения теории случайных полей [4].

Для структурного анализа были изготовлены алюминиевые
ленты толщиной 70 и 800 мкм. Выбор именно этих значений тол-
щины был обусловлен возможностью анализа влияния скоростей
и градиентов температур на текстуру и структуру изготавливаемых
материалов. Образцы тонкой ленты исследовали с наружной и внут-
ренней сторон, соприкасавшихся с диском. Для толстой ленты также
исследовали наружную и внутреннюю стороны, после чего наруж-
ную сторону стравливали до середины по толщине и исследовали
центральный слой.

Для исследования использовался дифрактометр ДРОН-4-07
с излучающей трубкой типа 2БСВ-28 Си, рентгенографическая
съемка осуществлялась без фильтрации А^-излучения, фокусиров-
ка проводилась по методу Брегга—Брентано. Сечение пучка излу-
чения на входе составляло 1 мм2, на детекторе горизонтальная щель
была полностью открыта, а вертикальная составляла 1 мм. Для ис-
следования текстуры материала использовалась гониометрическая
приставка ГП-14 с увеличенной до 1 об/с скоростью вращения
образца в его плоскости, время экспозиции составляло 14 с. Целью
исследования было выявление особенностей текстуры материала.

Исследования проводились для различных углов наклона (от
Одо 60°) образца относительно пучка в интервале углов 2 г? от 30°
до 150°. В указанном интервале съемки содержатся восемь линий
рентгеновского отражения А^-излучения (линии: {111}, {200}, {220},
{311}, {222}, {331}, {420}, {422}). Линия {400} не снималась по при-
чине ее относительной слабости и углового расположения, так как
рядом находятся две линии А^-излучения. В результате проведения
исследований были получены следующие характеристики матери-
ала: интегральные интенсивности линий отражения, центры тя-
жестей дублетов линий и их интегральная ширина, величины
межплоскостных расстояний, максимум профиля линии без учета
фона для различных значений углов 2$, значения интегральной
ширины синглетов линий.

На рис. 3.5 показаны ОПФ для тонкой алюминиевой ленты, а
на рис. 3.6 — для толстой, расчеты проводили по методу Бунге.
186
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
Шаг изолиний составляет 0,5, максимальные значения показаны
более темным заполнением. Анализ рис. 3.5. показывает, что со сто-
роны соприкосновения материала с диском кристаллиты при кри-
сталлизации выстраиваются в направлении, перпендикулярном
поверхности ленты, в основном в направлении [111], и существу-
ет лишь слабая концентрация кристаллитов в направлении [100],
т.е. наблюдается резкая текстура в направлении [111]. Однако в про-
цессе кристаллизации материала по толщине происходит переори-
ентация плоскостей кристаллизации, и уже для внешней стороны
ленты кристаллиты будут ориентироваться в общем направлении
[100] (рис. 3.5, б). Это отражает изменение условий формирования
кристаллической микроструктуры ленты и дает возможность увя-
зать такие изменения с технологическими параметрами.

[111]	[Ш]

Рис. 3.5. Обратные полюсные фигуры тонкого образца:
а — внутренняя сторона; б — наружная сторона

На рис. 3.6 представлены ОПФ толстого образца алюминие-
вой ленты. Видно, что общий характер ориентации кристаллитов
как для наружной, так и для внутренней сторон одинаков, однако
для наружной стороны характер ориентации более ярко выражен,
чем для внутренней. Центральный слой имеет переходные значе-
ния ориентаций кристаллитов.

Сопоставление рисунков показывает, что, во-первых, в це-
лом в материале наблюдается направленная ориентация кристал-
литов при затвердевании, что обусловлено достаточно высокими
градиентами температур в направлении, перпендикулярном плос-
кости ленты, и, во-вторых, повышенная скорость охлаждения,
внутренний слой тонкой ленты (рис. 3.5, а) приводят к преиму-
щественной ориентации, отличающейся от ориентации кристал-
литов при более низких скоростях охлаждения. Конкретные скоро-
сти охлаждения и их связь с элементами текстуры образцов будут
рассмотрены ниже. Отметим также, что аналогичный представлен-
ному вид ОПФ имеют и другие металлы кубической сингонии,
кристаллизующиеся в подобных условиях.

Рис. 3.6. Обратные полюсные фигуры для толстого образца:

а — внутренняя сторона; б — центральный слой; в — наружная сторона

В соответствии с выражением (3.87) из измеренных ОПФ были
восстановлены коэффициенты разложения ФРО в ряд по обоб-
щенным шаровым функциям. В соответствии с теорией Бунге, при
таких условиях съемки экспериментальных данных получаются от-
личными от нуля коэффициенты начиная с I = 4 только при ц =
= v = 0. Так как будут рассматриваться только упругие характерис-
тики, то достаточно ограничиться коэффициентами с I = 4, т.е.
С4°°. Для вычисления этих коэффициентов использовали метод наи-
меньших квадратов. На рис. 3.7, для примера, представлены зави-
симости интегральных интенсивностей отражения излучения от
плоскостей {200} кристаллитов алюминия толстой ленты внутрен-
ней и наружных сторон. Точки характеризуют экспериментальные
результаты, кривая — пересчитанную интенсивность отражения с
помощью коэффициентов разложения С4°°.

Данные по коэффициентам С4°° для различных образцов и
измерений представлены в таблице. Здесь также представлены дан-
ные обработки измерений на скользящем луче, т.е. когда угол па-
дения совпадает или превышает угол полного отражения. Отме-
тим, что так как каждому из слоев может быть сопоставлено опре-
деленное расстояние (от, например, внутренней стороны), а так-
же для каждого из измерений можно найти среднюю глубину про-
188
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
никновения используемого рентгеновского излучения, то возможны
построения зависимостей параметров текстуры от толщины полу-
чаемых образцов алюминиевой ленты.

Рис. 3.7. Зависимости интегральных интенсивностей отражения излучения
от плоскостей {200} кристаллитов алюминия (толстая лента):
а — наружный слой; б — внутренний слой

Коэффициенты разложения ФРО С4М

Образец	Внутренняя сторона (скользящий пучок)	Внутренняя сторона	Центральный слой	Наружная сторона	Наружная сторона (скользящий пучок)
Тонкий	-0,1850	-1,160	—	1,41	0,326
Толстый	0,0106	0,860	1,51	3,17	0,577

Использование соотношений (3.71)—(3.76) позволяет полу-
чить выражения для вычисления функции распределений ориен-
таций кристаллографических осей кристаллитов алюминия при-
менительно к расчетам эффективных упругих характеристик:

Ag) = 1 + C*G4w(g).

(3.89)

Коэффициенты, определяющие симметричные обобщенные ша-
ровые функции G4°°(g), А™ и Р4°°, будут равны единице, т.е.
G4°°(g) = ^“(g)- Равенство нулю верхних индексов означает, что
7(g) не зависит от эйлеровых углов ф1 и ф2. В соответствии с этим
выражение (3.89) можно записать в виде:

ЛФ) = 1 + С400Р400(х).

(3.90)
Здесь введено обозначение х = совФ. Для обобщенных полиномов
Лежандра получаем следующее выражение:

Р4°°(х) = |(з - ЗОх2 + 35х4).	(3.91)

Окончательно получаем функцию распределения ориентаций кри-
сталлографических осей кристаллитов в виде:

/(Ф) = 1 +1 С400 (3 - 30 cos2 Ф + 35 cos4 Ф).	(3.92)

О

Для более точного выражения ФРО необходимо учитывать
дальнейшие члены ряда (3.76), однако, как уже отмечалось, для
вычисления эффективных упругих характеристик достаточно только
четырех членов ряда, т.е. достаточно выражения (3.89). Отметим,
что это соотношение может быть как больше, так и меньше нуля,
более того, оно может быть и больше единицы, т.е. это уже не
совсем плотность вероятности ориентации кристаллитов, это не-
которая “ квази вероятность”. Независимость функции распределе-
ния ориентаций кристаллографических осей кристаллитов алюми-
ния от эйлеровых углов и <р2 свидетельствует о равновероятности
ориентаций кристаллографических осей по этим углам.

На рис. 3.8 и 3.9 представлены ФРО, рассчитанные по соот-
ношению (3.65), для различных слоев тонкой и толстой лент ис-
следуемого алюминиевого образца. Видно, что графики ФРО как
для толстой, так и для тонкой лент имеют характерные узлы при
одних и тех же значениях эйлеровых углов Ф. Далее, максимальные
по модулю значения ДФ) для обоих образцов приходятся на зна-
чения угла Ф = 0, т.е. в принципе возможна аппроксимация ФРО
некоторым гауссовым распределением. В общем, можно сделать вы-
вод, что для всех слоев наблюдается сходный процесс формирова-
ния текстуры, обусловленный наличием градиента температур с
общим направлением, перпендикулярным плоскости лент. Анализ
данных графиков и соотношения (3.92) позволяет сделать прогноз
и о типе симметрии свойств образцов в целом. Наличие четко вы-
раженного максимума на графиках свидетельствует о наличии ак-
сиальной текстуры с направлением, перпендикулярным поверх-
ности слоев ленты. В соответствии с этим свойства слоев и матери-
ала как целого будут трансверсально-изотропными.
Рис. 3.8. Функция распределения ориентаций кристаллографических осей
кристаллитов быстрозакаленной тонкой алюминиевой ленты:

1 — внутренняя сторона (тонкий слой, снятый на скользящем пучке);

2 — внутренняя сторона; 3 — наружная сторона; 4 — наружная сторона
(тонкий слой, снятый на скользящем пучке)

Рис. 3.9. Функция распределения ориентаций кристаллографических осей
кристаллитов быстрозакаленной толстой алюминиевой ленты:

1 — внутренняя сторона (тонкий слой, снятый на скользящем пучке);

2 — внутренняя сторона; 3 — центральный слой; 4 — наружная сторона;

5 — наружная сторона (тонкий слой, снятый на скользящем пучке)

Одним из наиболее интересных результатов представленного
анализа является получение зависимости коэффициента С4°°, оп-
ределяющего текстуру получаемых лент металлов, от их скорости
охлаждения. Получение данной зависимости в аналитическом виде
представляет, безусловно, исключительно сложную задачу. Одна-
ко, зная зависимость скорости охлаждения от толщины материала
(математическая модель и аналитические соотношения данной за-
дачи представлены в гл. 2) и используя экспериментальные дан-
ные по распределению коэффициента С4°° по толщине лент, воз-
можно установить взаимно однозначное соответствие между ско-
ростью охлаждения и параметрами текстуры. Результаты такого
сопоставления представлены на рис. 3.10. Из представленного гра-
фика видно, что указанная зависимость существенно нелинейна.
При этом в диапазоне скоростей охлаждения 0охл = 102н- Ю3 К/с и
г?охл = 105-Н06 К/с наблюдаются резкие изменения коэффициента
С4°°, в то время как при значениях г?охл = 103-Ч05 К/с текстура
практически не изменяется. Интересно отметить также, что при
скорости охлаждения 0охл « 105 К/с коэффициент С4°° = 0. В этом
случае/(g) = 1, что означает равновероятность любой ориентации
кристаллографических осей кристаллитов алюминия в поликрис-
таллическом материале, а его физико-механические свойства бу-
дут изотропны.

Рис. 3.10. Зависимость коэффициента С4°° от скорости охлаждения
К/с

3.3.	Прогнозирование эффективных упругих
свойств быстрозакаленных материалов

В современной технике находят применение однокомпонент-
ные металлические материалы в виде волокон и лент. Эффектив-
ным способом их получения служит метод экстракции расплава.
Его использование обычно приводит к измельчению зерен с воз-
192
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
можной модификацией формы и образованию текстуры затверде-
вания [23, 24]. Эти изменения в структуре оказывают при опреде-
ленных условиях решающее влияние на структурно-чувствитель-
ные свойства (например, прочность, пластичность, коррозион-
ную стойкость). При этом разработка моделей и методов, позволя-
ющих прогнозировать основные интересующие потребителей свой-
ства, является одной из важнейших задач материаловедения.

Влияние материала кристаллизатора на эффективные
упругие свойства быстрозакаленного цинка

В данном параграфе рассмотрен процесс использования ма-
тематических методов моделирования для анализа влияния мате-
риала диска-кристаллизатора на структуру и свойства цинковой
ленты, полученной методом экстракции расплава. Модель была
построена для упругих свойств, косвенная проверка правильности
расчетных данных проведена на основании экспериментальных
результатов по измерению электрохимических свойств. При прове-
дении исследований использовался технически чистый цинк (7^=
= 420°С). Для получения быстрозатвердевшей цинковой ленты была
использована установка, основанная на методе “melt drag”. Лен-
точки шириной 10 мм и толщиной 100—500 мкм получили в сле-
дующих условиях: использовали медный и стальной диски—крис-
таллизаторы, линейную скорость вращения диска—кристаллиза-
тора изменяли в пределах 1—5 м/с, перегрев расплава от точки
плавления составлял 80°С.

Микроструктуру материала исследовали методами световой,
просвечивающей электронной микроскопии и рентгеноструктур-
ного анализа. Съемка всех образцов проводилась с контактной сто-
роны лент, так как на этой стороне наблюдается минимальный
рельеф поверхности. Совершенство текстуры оценивали по вели-
чине расхождения на полувысоте текстурной кривой, полученной
методом поворота при быстром вращении образца. Для более пол-
ного построения текстурной кривой использовалась линия (004)
(второй порядок отражения (002)).

Особенностью данной структуры является ярко выраженное
“столбчатое” строение ленты, характерное для поликристалличес-
ких лент толщиной более 50 мкм, полученных экстракцией рас-
плава. Однако эти “столбики” не являются однородными, а сфор-
Глава 3
мированы из мелких кристаллитов цинка, имеющих относительно
правильную и соразмерную по всем направлениям форму. Приме-
нение просвечивающей электронной микроскопии показало, что
наряду с крупными столбчатыми образованиями в структуре чере-
дуются участки с сильно выраженной границей между кристалли-
тами. Анализ этих фактов позволяет говорить о наличии малоугло-
вых границ между кристаллитами в “столбиках” материала и су-
щественной разориентации кристаллографических осей кристал-
литов вне их. Это свидетельствует о присутствии в основном тек-
стуры ориентаций кристаллитов, которая и берется во внимание
при дальнейшем анализе.

Рентгеновский фазовый анализ показал, что все представ-
ленные образцы имеют увеличенную интенсивность линии (002),
которая значительно превышает норму и зависит от условий полу-
чения образца (материала диска и скорости движения его поверх-
ности). Например, для ленты, полученной на медном диске при
скорости 1 м/с, относительная интенсивность (002) в 16 раз пре-
вышает норму. Подобное увеличение интенсивности естественно
связать с наличием текстуры. Так как цинк имеет гексагональную
структуру (структурный тип АЗ), то (002) — базовая плоскость
шестигранной призмы, следовательно, кристаллиты цинка выст-
раиваются в процессе затвердевания плоскостью основания (002)
преимущественно параллельно контактной поверхности ленты. Это
свидетельствует о наличии осевой текстуры (ориентации оси шес-
того порядка цинка) с общим направлением, перпендикулярным
поверхности ленты. Из анализа относительных интенсивностей
линий (002) образцов, полученных в разных условиях, следует,
что при закалке на медном диске в результате изменения скорости
от 1 до 5 м/с количество текстурной компоненты увеличивается
примерно в два раза, а при закалке на стальном диске изменение
скорости от 2 до 5 м/с приводит к увеличению количества тексту-
рованных кристаллитов в 30 раз. Это можно объяснить тем, что
материал на медном диске находится в поле более сильных терми-
ческих градиентов, чем на стальном диске, и увеличение скорости
движения поверхности в случае медного диска не приводит к за-
метному изменению этих градиентов, в то время как увеличение
скорости вращения стального диска может заметно усилить гради-
енты температур, а следовательно, и увеличить количество тексту-
рованных кристаллов. Таким образом, использование различных
194
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
материалов диска-кристаллизатора приводит к различной доле
разориентированных кристаллитов и ориентированных в опреде-
ленном направлении, при этом характер текстуры остается пре-
жним.

Количественная мера текстуры ориентации кристаллографи-
ческих осей шестого порядка кристаллитов цинка при фиксиро-
ванной скорости вращения диска-кристаллизатора 5 м/с представ-
лена на рис. 3.10. Экспериментальная кривая может быть аппрок-
симирована нормальным распределением только по одному из
эйлеровых углов Ф (Фо — математическое ожидание, а о — диспер-
сия распределения). Как для медного, так и для стального диска
дисперсия распределения является одинаковой и составляет 4,9°,
однако математическое ожидание для медного диска равно 0°, а
для стального — 4,5°.

/(Ф) = А ехр(- (Ф~в°)2).	(3.93)

сг

Здесь А — некоторый нормировочный коэффициент, который на-
ходится из условия нормировки ФРО:

2 к/2

- f /(Ф)8ШФ ЛФ = 1.	(3.94)

71 о

Графики зависимостей экспериментальной ФРО и рассчи-
танной по соотношению (3.93) представлены на рис. 3.11.

Рис. 3.11. Функция распределения ориентаций для оси шестого порядка кри-
сталлитов цинка, полученного на медном диске:
1 — теоретическая, 2 — экспериментальная
Для расчета упругих свойств материала использовалось обоб-
щенное сингулярное приближение теории случайных функций. На
рис. 3.12 представлена зависимость эффективных модулей упругос-
ти от различной доли текстурированной фазы для поликристалли-
ческого цинка. При сравнении расчета для медного диска (30%
изотропной фазы) и железного (60% изотропной фазы) можно
сделать вывод, что получаемые материалы отличаются по упругим
свойствам на 10—30%.

Количество фазы, %

Рис. 3.12. Эффективные упругие модули при различном значении концен-
трации изотропноориентированных кристаллитов цинка
Для косвенной оценки правильности полученных результа-
тов были проведены эксперименты по измерению объемной ско-
рости коррозии полученных материалов. Скорость коррозии быст-
розатвердевшей ленты сплава в 7 М растворе NaOH определяли
по объему выделившегося водорода на вертикально установлен-
ных образцах в стандартном коррозиметре. Данное сравнение пра-
вомочно в силу того, что сравнение осуществляется для структур-
но-чуствительных свойств. Установлено, что увеличение доли тек-
стурированных кристаллитов и совершенство текстуры снижают
скорость коррозии. Данный факт связан с тем, что увеличение вре-
мени затвердевания расплава приводит к уменьшению угла разо-
риентации между кристаллитами. Это изменяет адсорбционную ак-
тивность поверхности, влияющей на перенапряжение водорода,
которая определяется ориентированием базовой плоскости (002)
цинка параллельно поверхности ленты.

При этом установлено, что цинковая лента, полученная на мед-
ном диске, обладает более высокой коррозионной активностью, чем
полученная на стальном диске при одинаковых условиях ведения
процесса (например, при скорости вращения диска 5 м/с), для
медного диска скорость коррозии составляет 0,74 мл/(г • сут), а для
стального 0,61 мл/(г • сут). Отметим, что различие составляет при-
близительно 21%. Таким образом, для структурно-чуствитель-
ных свойств различие при изменении только одного технологи-
ческого параметра составляет в среднем 10—20%.

Анализ приведенных экспериментальных данных и расчетов
позволяет сделать следующие выводы:

1.	Установлено наличие текстуры затвердевания, совпадаю-
щей с направлением теплоотвода при затвердевании, при этом
плоскость (002) расположена преимущественно параллельно кон-
тактной поверхности ленты.

2.	При замене материала диска (с медного на железный) про-
исходит изменение объемной доли текстурированной фазы.

3.	Переход от медного к железному диску сопровождается
уменьшением анизотропии получаемого материала. Уменьшение
анизотропии сопровождается уменьшением абсолютных значений
модулей упругости получаемых материалов.

4.	Увеличение содержания текстурованных областей приводит
к повышению коррозионной активности ленты.

5.	Различия структурно-чувствительных свойств при исполь-
зовании разных материалов диска составляют от 5 до 30% для раз-
личных структурно-чувствительных свойств.

Расчет и анализ эффективных упругих свойств
быстрозакаленных алюминиевых лент

Важнейшие потребительские свойства получаемых материа-
лов можно разделить на два типа: зависящие от структуры матери-
ала (например, упругие, пластические, диффузионные характе-
ристики, электропроводность и другие) и структурно-независи-
мые (например, плотность материала). Структурно-чувствительные
свойства материала,как правило^описываются материальными тен-
зорами второго и более высоких рангов. Этот факт определяет слож-
ность получения полных экспериментальных данных [3,4] и тре-
бует построения подчас весьма сложных математических моделей
его анализа. Расчет и экспериментальное измерение структурно-
независимых свойств материала достаточно прост и не вызывает
затруднений.

Моделирование структурно-чувствительных свойств поликри-
сталлических материалов, полученных данным методом, целесо-
образно проводить поэтапно.

На первом этапе исследуется влияние технологических пара-
метров процесса (скорость вращения и материал диска-кристал-
лизатора, его размеры, сила и качество адгезии материалов диска
и расплава, перегрев расплава) на структуру получаемого матери-
ала. На этом этапе проводится экспериментальная работа по опре-
делению фазового состава, анализу структуры и текстуры полу-
ченного материала, выявляются характерные закономерности фор-
мирования поликристаллической структуры. Этот этап можно на-
звать “технология — структура”.

На втором этапе исследуется влияние структуры и текстуры
на физико-химические свойства материала. Решение проблем, воз-
никающих на этом этапе, предполагает использование методов
прогнозирования эффективных характеристик с учетом заданной
текстуры материала. Таким образом, на этом этапе строится мо-
дель “структура — свойства”.

На третьем этапе проводится обобщение указанных моделей
и анализируются данные, связывающие технологические параметры
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
проведения процесса получения поликристаллического матери-
ала с его структурно-чуствительными свойствами.

Таким образом, для построения обобщенной модели тре-
буется привлечение как экспериментальных, так и теоретичес-
ких методов. Данный этап исследования целесообразно прово-
дить, систематизируя экспериментальные данные. Вообще, та-
кой подход за последние 10—15 лет стал в мире достаточно тра-
диционным при исследовании, например, геоматериалов [18,
20].

Для расчетов эффективных упругих модулей быстрозака-
ленных материалов методом обобщенного сингулярного при-
ближения теории случайных полей требуется принять ряд пред-
положений, касающихся общих ограничений физической мо-
дели расчета. Предположим, что гипотеза эргодичности выпол-
няется, и пренебрежем влиянием конечности количества зерен
в рассматриваемом слое материала, т.е. предположим, что ма-
териал исследованных слоев достаточно массивен, чтобы при-
менять статистические методы расчета. В противоположном слу-
чае необходимо численно решать задачу по моделированию
поведения большого (более 100) слоя кристаллитов, что пред-
ставляет задачу, требующую привлечения больших вычислитель-
ных мощностей, но даже в этом случае имеющихся на настоя-
щий момент вычислительных средств может и не хватить. Ис-
пользуя указанные приближения и значения функции распре-
деления ориентаций кристаллографических осей кристаллитов
для определения эффективных упругих характеристик быстро-
закаленных лент алюминия для тонкой и толстой лент, можно
получить распределение отличных от нуля эффективных моду-
лей упругости (рис. 3.13, 3.14). Для расчета использовали обоб-
щенное сингулярное приближение теории случайных полей,
функцию распределения ориентаций кристаллитов алюминия
рассчитывали с использованием результатов, приведенных ра-
нее, эффективные характеристики получены в приближении са-
мосогласования. Отметим, что наиболее важной механической
характеристикой алюминия считаются параметры его упругоп-
ластического поведения, однако мы ограничимся рассмотре-
нием только упругого.
к,мкм

Рис. 3.13. Распределение эффектив-
ных модулей упругости по толщи-
не для тонкой алюминиевой лен-
ты

Рис. 3.14. Распределение эффектив-
ных характеристик по толщине
толстой ленты:

а 1 - сп, 2 ~ с33; б 1 ~ с12,
2 - с13; в — 1 - с*, 2 - си

0	200	400	600	800
Рассмотрим результаты расчета. Как для тонкой, так и для
толстой лент характер изменения эффективных упругих модулей
по толщине материала имеет ряд особенностей.

Во-первых алюминий принадлежит к кубическому классу сим-
метрии, однако результаты расчета эффективных упругих свойств
показывают, что они трансверсально изотропны, т.е. имеется пять
линейно независимых модулей упругости, что определяет гексаго-
нальный класс симметрии свойств.

Во-вторых, упругие модули на внутренней стороне (около
нуля) и внешней стороне ленты материала практически совпала-
ют. Например, модули сп*(0) = си*(0) и	что

видно на рис. 3.13, а и 3.14, а, более того, сп'(0) • с,Такие
равенства свидетельствуют о сходных процессах, протекающих при
формировании материала. Действительно, внутренний слой, при-
легающий к диску—кристаллизатору, формируется в сильно не-
равновесных условиях больших скоростей охлаждения и градиен-
тов температуры. В аналогичных, но существенно более слабых ус-
ловиях формируется и наружный слой, который будучи жидким,
выносится из расплава и затвердевает, соприкасаясь с достаточно
холодной окружающей средой. Отметим, что эти процессы харак-
терны как для тонкой ленты, так и для толстой.

Рассмотрим подробнее отличия по эффективным упругим
свойствам между тонкой и толстой лентами. Основное отличие гра-
фиков зависимостей упругих модулей заключается в наличии рез-
кого изменения эффективных упругих модулей в центре ленты
материала для толстой ленты по сравнению с тонкой. Это отличие
определяется структурой получаемых материалов. Так как в цент-
ральном слое происходит наращивание затвердевшего слоя в ус-
ловиях более близких к равновесному, чем наружных слоев, то его
текстура будет определяться направлением теплоотвода, в резуль-
тате чего для этого слоя анизотропия свойств выше, чем для на-
ружных. Данный факт и подтверждают проведенные расчеты.

Отметим, что для тонкой ленты (см. рис. 3.12) при А « 0; 35;
70 мкм соотношения между эффективными модулями упругости
подчиняются следующим приближенным равенствам: сп ® с33, с12«
« с13,	~ cw Для толстой ленты эти приближенные соотношения

(см. рис. 3.13) выполняются для А « 0; 400; 800 мкм. Этот факт
свидетельствует о том, что эффективные модули упругости не толь-
ко различаются по абсолютной величине на указанных толщинах
исследуемых лент, но и изменяется класс симметрии (соответствен-
но изотропная, трансверсально изотропная, изотропная).

Сравнивая результаты расчета эффективных упругих характе-
ристик и их распределение по толщине образцов, следует отме-
тить разный характер поведения в области от центрального к внеш-
нему слою, наличие более глубокого минимума в этой области у
толстой ленты алюминия, что свидетельствует о более острой тек-
стуре и, соответственно, о большей степени анизотропии эффек-
тивных свойств. Наблюдаются также, хотя и не слишком большие
(всего 2—5%), различия и по абсолютным величинам упругих мо-
дулей. Следует отметить, что все графики построены по ограни-
ченному количеству точек, соответствующих глубине проникно-
вения рентгеновского излучения в материал, а затем сглажены
сплайнами.

Анализ внутренних деформаций и напряжений
алюминиевых лент

Результаты проведенного рентгеноструктурного анализа так-
же подтверждают неоднородность изготавливаемого материала по
толщине. На рис. 3.15 представлены зависимости интегральной
ширины дублетов Б линий отражений от различных кристаллогра-
фических плоскостей кристаллитов алюминия, характеризующие
наличие дефектов, остаточных деформаций и т.д., от расстояния
до наружной поверхности лент. Видно, что центральная часть лен-
ты отличается от наружных, сформированных под воздействием
сходных условий протекания процесса затвердевания. При этом по-
ведение графиков для тонкой ленты (рис. 3.15, а) в окрестности
наружной границы более близко по свойствам к центральному
слою, чем для толстой ленты (рис. 3.15, б), для которой различия
более заметны. Это отражает особенности формирования вязкого
наружного слоя, его меньшую толщину по сравнению с более тол-
стой лентой, что, в свою очередь, определяется скоростью враще-
ния диска и временем его контакта с расплавом. Очевидно, что
увеличение скорости вращения диска приводит к изменению тол-
щины наружного слоя, вплоть до его полного отсутствия, и, как
результат, к изменению структуры и свойств всего материала, что
подтверждается нашими предыдущими исследованиями [25]. Од-
нако рис. 3.15 отражает наличие усредненных по объему исследуе-
Математические методы описания структуры и прогнозирования свойств
мых слоев (принимая его за представительный объем) остаточных
напряжений и деформаций лишь качественно. Для количествен-
ной оценки остаточных деформаций вполне достаточно экспери-
ментальных данных по измерению средних размеров кристалли-
ческой решетки исследуемых образцов и отожженного эталона,
т.е. образца без остаточных деформаций. Такие исследования и были
проведены, результаты измерения для слоев тонкой и толстой лент
алюминия представлены на рис. 3.15.

В, град

Рис. 3.15. Зависимость интегральной ширины дублета от расстояния до
внутренней поверхности:
а — тонкий образец; б — толстый

В, град

Для более детального анализа остаточных деформаций были
проведены измерения параметров кристаллической решетки лент
алюминия. Эти измерения, как и в случае текстурных исследова-
ний, проводили для тонкой ленты с наружной и внутренней сто-
роны, а для толстой, кроме этого, еще и в центральном слое. Так
как измерения проводили при различных наклонах пучка излуче-
ния к поверхности ленты, получилась серия измерений, которая
дала возможность построить распределение деформаций для тол-
стой и тонкой лент поликристаллического быстрозакаленного алю-
миния. По этим данным после статистической регрессионной об-
работки были построены графики (рис. 3.16), характеризующие
распределение усредненных по представительному объему оста-
точных деформаций. Отметим, что для тонкой ленты, как и ожи-
далось, градиент остаточных деформаций выше, чем для толстой,
что свидетельствует о большей неравновесности процесса ее фор-
мирования.
Рис. 3.16. Распределение внутренних деформаций в тонкой (а) и толстой
(б) алюминиевых лентах

Обычно для анализа остаточных напряжений, даже поликри-
сталлических материалов, применяется следующий подход: значе-
ния экспериментально измеренных остаточных деформаций про-
сто умножаются на значение модуля Юнга чистого алюминия. Од-
нако несмотря на получение удовлетворительных результатов при
таком подходе методически более правильно искать усредненные
остаточные напряжения как произведение усредненных же оста-
точных деформаций на значения эффективных упругих модулей
слоев. При таком подходе используется рассчитанная ранее функ-
ция распределения ориентаций кристаллографических осей крис-
таллитов алюминия и обобщенное сингулярное приближение тео-
рии случайных полей для вычисления эффективных упругих ха-
рактеристик. Именно такой, методически правильный подход и
использовался для анализа усредненных остаточных напряжений.
Распределение усредненных остаточных напряжений по толщине
тонкой и толстой лент алюминия представлено на рис. 3.17.

Таким образом, проведен анализ распределения остаточных
напряжений и деформаций по толщине образцов. Но в этом слу-
чае, как и в ранее рассмотренном, возможно использование моде-
лей [23] для построения зависимостей остаточных напряжений и
деформаций от скоростей охлаждения поликристаллических лент
алюминия. На рис. 3.18 представлены эти зависимости. Для дефор-
маций были взяты средние характеристики по сериям проведен-
ных измерений. Естественно, вид кривых для остаточных деформа-
ций (рис. 3.18, а) и напряжений (рис. 3.18, б) совпадает. Отметим,
что графики испытывают максимум при #охя « 5,0 • 103 К/с. Осо-
204
Рис. 3.17. Распределение остаточных напряжений по толщине алюминие-
вых быстрозакаленных лент:

а — тонкая лента; б — толстая лента

бенно интересен тот факт, что при г?охл « 105 К/с остаточные на-
пряжения и деформации приблизительно равны нулю. Сравнивая
эти результаты с результатом анализа зависимости коэффициента
разложения ФРО в ряд С4°°, можно сделать вывод о том, что при
скоростях охлаждения г?охл« 105 К/с формируется изотропная струк-
тура С4°°«0 без внутренних остаточных напряжений и деформаций.
Конечно, модель охлаждения материала [23] далека от совершен-
ства и не учитывает многих факторов, в частности процессов, про-
исходящих при контакте диска с расплавом, на фронте затверде-
вания, не учитывает особенности роста кристаллитов и локальных
процессов теплообмена между растущими кристаллитами и рас-
плавом. Однако даже такая модель позволяет, хотя и на качествен-
ном уровне, сделать интересные выводы.

Рис 3.18. Зависимость остаточных деформаций (а) и напряжений (б) от
скорости охлаждения г?охл
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1.	Кристенсен Р. Введение в механику композитов.: Пер. с англ. - М.:
Мир, 1982. - 336 с.

2.	Богачев И.Н., Вайнштейн А.А., Волков С.Д. Статистическое металло-
ведение. - М.: Металлургия, 1984. - 175 с.

3.	Хорошун Л.П., Маслов Б.П., Лещенко П.В. Прогнозирование эффек-
тивных свойств пьезоактивных композитных материалов. - Киев: Наукова
думка, 1989. - 207 с.

4.	Шермергор Т.Д. Теория упругости микронеоднородных сред. - М.:
Наука, 1977.-399 с.

5.	СендецкиДж. Механика композиционных материалов.: Пер. с англ.
- М.: Мир, 1978. - 564 с.

6.	Рытое С.М., Кравцов Ю.А., Татарский В.И. Введение в статистичес-
кую радиофизику. Часть II. Случайные поля. - М.: Наука, 1978. - 464с.

7.	Най Дж. Физические свойства кристаллов.: Пер с англ. -М.: Мир,
1967. - 385 с.

8.	Bunge Н. J. Texture Analysis in Material Science. Butterworth Pub.,
London. 1982. - 400 p.

9.	Вайнштейн А. А., Митюшков E.A., Гальперина Б.А. //Физика металлов
и металловедение. 1980. Т. 50, № 6. С. 1317-1321.

10.	Теория образования текстур в металлах и сплавах. Ц Я.Д. Вишняков,
А.А. Бабарэко, С.А. Владимиров, И.В. Эгиз - М.: Наука, 1979. - 343 с.

11.	Penelle R. The influence of textures on mechanics and physical properties
of materials / In: Textures of Materials / Ed. by G.Gottstein, K.Lucke. Aachen,
Germany, 1978. V. 2. P. 44-51.

12.	Matthies S., Vinal G. W., Helming К Standart Distribution in Texture Analysis.
Berlin, Acad. Verlag, 1987. V. 1. - 440 p.

13.	Агеев H.B., Бабарэко A.A. // Физика металлов и металловедение. 1983.
Т.55.№1.С. 106-112.

14.	Адамеску А.А., Гельд П.В., Митюшков Е.А. Анизотропия физических
свойств металлов. - М.: Металлургия, 1985. - 136 с.

15.	Федоришин А. С. // Математические методы и физико-механические
поля. 1981. Т. 14. С. 104-108.

16.	Harris G.B. Ц Phil. Mag. 1952. № 43. Р. 113-123.

17.	Шермергор Т.Д., Никитин А.Н., Корнеев В.И. // Изв. АН СССР. Физи-
ка Земли. 1987. № 3. С. 41-48.

18.	Шермергор Т.Д., Никитин А.Н., Вальтер К, Фойтус В., Иванкина Т.Н,
Яковлев В. Б. // Изв. АН СССР. Физика Земли. 1991. № 12. С. 84-93.
19.	Шермергор Т.Д., Никитин А. Н, Вальтер К., Яковлев В В Ц Изв. РАИ.
Физика Земли. 1993. С. 81-89.

20.	Вальтер К., Иванкина Т.Н, Никитин А. Н., Фойтус В., Шермергор Т.Д.,
Яковлев В.Б//Д/Ы СССР. 1991. Т. 319. № 2. С. 310-314.

21.	Виленкин НЯ. Специальные функции и теория представлений групп.
- М.: Наука, 1991. - 576 с.

22.	Савелова Т.Н, Бухарова Т.Н Представления группы SU(2) и их при-
менение. - М.: МИФИ. 1996. - 114 с.

23.	Нестабильные и неравновесные сплавы / Под ред. Ю.В. Ефимова.
- М.: Металлургия, 1988. - 383 с.

24.	Митин Б.С., Васильев В.А. Порошковая металлургия аморфных и
микрокристаллических материалов. - М.: Металлургия, 1993. - 127 с.

25.	Митин Б. С., Шермергор Т.Д., Фролов В.Д., Серов М.М, Яковлев В.Б. //
Физика металлов и металловедение. 1996. Т. 80. Вып. 1. С. 85-91.
Глава 4. МАГНИТНЫЕ МАТЕРИАЛЫ

В научной и технической литературе магнитные материалы
(под термином магнитные материалы здесь и далее понимаются
материалы, имеющие ферро- или ферримагнитное упорядочение
атомов в решетке при комнатной температуре и выше) условно
разделяются на две большие группы: магнитомягкие и магнито-
твердые [1].

К магнитомягким относят материалы с небольшой коэрци-
тивной силой, обычно меньше 80 кА/м, и высокой чувствитель-
ностью к изменению даже незначительных внешних магнитных
полей. Для реализации указанных требований эти материалы дол-
жны обладать однородной бездефектной микроструктурой, что
достигается повышенными требованиями, предъявляемыми к на-
личию вредных примесей, проведением термической обработки
при высоких температурах для снятия напряжений, выбором хи-
мического состава сплава, имеющего низкие значения магнитной
анизотропии и магнитострикции. Из кристаллических материалов
таким требованиям отвечают кремнистое железо и сплавы на ос-
нове железа и никеля (пермаллои).

Магнитотвердыми (материалами для постоянных магнитов)
принято считать материалы с коэрцитивной силой более 40 кА/м,
однако для современных материалов на базе сплавов редкоземель-
ных металлов с металлами группы железа эта величина составляет
более 800 кА/м. Основной предпосылкой для реализации высоко-
коэрцитивного состояния является наличие высокой магнитокри-
сталлической анизотропии сплава, а также микрокристалличес-
кой однородной структуры с хорошей магнитной изоляцией зерен
друг от друга.

Работы различных исследователей за последние два десятиле-
тия показали, что метод высокоскоростного затвердевания рас-
плава позволил существенно улучшить свойства, казалось бы, со-
вершенно различных по химическому составу и структуре магнит-
ных материалов.
________________________________________Магнитные материалы
4.1 .Магнитомягкие материалы

Аморфные ферромагнитные сплавы оказались многообещаю-
щим новым магнитомягким материалом, обладающим хорошими
механическими и магнитными свойствами. К наиболее существен-
ным свойствам можно отнести: небольшую коэрцитивную силу,
высокую магнитную проницаемость, незначительные магнитные
потери и анизотропию, большое критическое напряжение сдвига.

Особенности получения магнитомягких сплавов типа
металл—металлоид методом высокоскоростного
затвердевания расплава

Магнитомягкие сплавы, относительно легко поддающиеся
аморфизации (как правило, это тройные или четверные эвтекти-
ки), характеризуются низкими температурами плавления и высо-
кой вязкостью. При их затвердевании важно охладить материал
достаточно быстро до температуры стеклования. Для распростра-
ненной группы сплавов на основе Fe, Ni и Со она составляет 600—
700 К. Этой температуре в методе ВЗР соответствует вторая стадия
охлаждения. Ниже точки стеклования охлаждение может происхо-
дить с низкой скоростью, более того, иногда это даже желатель-
но, чтобы избежать термических напряжений. Отделение частиц от
диска выше температуры стеклования может вызвать их кристал-
лизацию. Рассмотрим, когда и по каким причинам происходит
окончание второй стадии охлаждения.

Закрепление и удержание затвердевшего слоя происходят за
счет сил адгезии.

На первой стадии центробежная сила, приходящаяся на еди-
ницу площади контакта частицы с диском, растет пропорционально
массе частиц.

На второй стадии центробежная сила постоянна. Адгезионная
прочность контакта затвердевшего слоя на кромке диска изменя-
ется незначительно в период формирования этого слоя — на пер-
вой стадии.

На второй стадии при интенсивном охлаждении частиц про-
исходит усадка и связанное с этим постепенное отслаивание, доля
площади эффективного контакта постепенно уменьшается. При этом
пропорционально уменьшается и сила адгезии Л. Характер ее умень-
шения зависит от соотношения температурных коэффициентов
линейного расширения (ТКЛР) материала диска и сплава, плас-
тичности, размера частиц. Важность выбора материала диска под-
тверждает тот факт, что сплавы с нулевым ТКЛР достаточно легко
отделяются от диска, а в случае равенства ТКЛР материала диска
и сплава отделение затруднено или вовсе не происходит. При дос-
таточно малых размерах частиц самопроизвольного их отделения
не наблюдается, так как усадка локализуется в пластическую де-
формацию. Это происходит и в тех случаях, когда велика пластич-
ность, например, для свинца. Если материал хрупкий, то может
происходить его разрушение в результате усадки. Адгезионная проч-
ность снижается до тех пор, пока удерживающая сила не станет
равной центробежной, в этот момент происходит отделение час-
тиц. При получении протяженных частиц, например волокон, свое
влияние оказывает уже отделившаяся часть волокна, увлекая за
собой еще закрепленную на диске. В результате для одного волокна
наблюдается разница в протяженности второй стадии: начальная
часть охлаждается до более низкой температуры. В целом момент
отделения частиц, а значит, и их температура, кроме эффектив-
ности теплоотвода, зависят от следующих факторов: толщины ча-
стиц и скорости вращения диска; величины адгезионной прочно-
сти, т.е. пары диск—расплав и состояния поверхности диска; раз-
мера частиц, прочности и пластичности сплава; соотношения между
ТКЛР диска и сплава.

Условием осуществления процесса ВЗР будет соотношение:

V, >/„ > ЛА,	(4.1)

где Д) и Ах — сила адгезии соответственно в начальный момент и в
момент отделения; 50 и — процент площади контакта, где дей-
ствует сила адгезии. Из условия (4.1) следует, что удерживающая
сила должна существенно снижаться после охлаждения частиц.
Добиться заданной величины адгезионного взаимодействия про-
ще всего изменением шероховатости поверхности кромки диска.
Так, опытным путем установлено, что для медного диска при по-
лучении волокон сплава Fe^Ni^B^ самопроизвольное их отделе-
ние начинается при шероховатости поверхности не хуже Rz = 0,5
мкм, при Rz = 3 мкм отделения не происходит даже при обработке
диска щеткой. Угол вылета волокон и, соответственно, время ох-
___________________________________________Магнитные материалы
лаждения также зависят от чистоты обработки поверхности диска.
По мере улучшения качества полирования угол вылета уменьша-
ется, и, хотя теплоотвод из-за увеличения доли эффективного кон-
такта улучшается, в отдельных опытах было зафиксировано сни-
жение скорости охлаждения. Это связано со слишком ранним от-
делением частиц от холодильника, т.е. эффект уменьшения адге-
зионной прочности на полированной поверхности более важен,
он превалирует над ростом в начальный момент скорости охлаж-
дения при лучшем теплоотводе. Кроме того, получить шерохова-
тость поверхности медного диска менее Rz = 3 мкм достаточно
сложно, а в ходе процесса ВЗР из-за трения о поверхность распла-
ва она стабилизируется на уровне Rz = 1,5 мкм. При обработке
кромки фетровой щеткой для удаления незначительной части ча-
стиц, задерживающихся на диске дольше обычного, процесс дос-
таточно стабилен. Такая чистота обработки поверхности использо-
валась и во всех последующих экспериментах.

Для получения игольчатых и чешуйчатых порошков обычно
используют диски, на кольцевых плоских или заостренных высту-
пах которых периодически с заданным интервалом нанесены вы-
емки. Опробование таких дисков для получения порошков аморф-
ных магнитомягких сплавов дало отрицательные результаты. Боль-
шую часть полученной продукции составлял сферический поро-
шок с кристаллической структурой. Кромка диска работала как
своеобразный вентилятор, механически выбрасывая из расплава
мелкие капли. Этот эффект объясняется тем, что при использова-
нии кромки диска с макрорельефом трение о расплав существен-
но возрастало и резко увеличивалась толщина пограничного слоя
расплава и слоя, извлекаемого в виде жидкости. Толщина извлека-
емого слоя жидкости превышала толщину затвердевшего, жидкость
не удерживалась на кромке, а разбрызгивалась. В итоге получался
порошок сферической формы. Для сокращения трения диска о
поверхность расплава рельеф кромки был сглажен, выемки за-
полнены теплопроводящим материалом. Хорошие результаты были
получены при напылении на гладкие кольцевые заостренные выс-
тупы через маску пятен керамики.

Для повышения производительности процесса ВЗР плотность
расположения рабочих элементов на кромке диска должна быть
наибольшей. В то же время недопустимо располагать формирую-
щие медные участки так близко, что отдельные частицы будут со-
Глава 4
единяться. Наиболее вероятно такое соединение после извлечения
частиц из расплава, когда внешняя часть еще не затвердела.

Реализацию метода ВЗР осуществляли на установке УППГ-1.
Она имеет герметичный цилиндрический водоохлаждаемый кор-
пус, в котором расположены вакуумный высокооборотный ввод
вращения со сменным водоохлаждаемым диском, индукционная
плавильная печь, механизм подъема печи, система подачи слит-
ков в печь и сборник.

Установка имеет вакуумную систему, обеспечивающую раз-
режение в рабочей камере, равное 1 Па, и пульт управления. Индук-
тор и параллельно соединенная конденсаторная батарея подклю-
чены к преобразователю частоты ВПЧ-2.4-100, имеющему автоном-
ную станцию запуска. Вакуумный ввод вращения, представляю-
щий головку с уплотнениями Вильсона, обеспечивает скорость вра-
щения диска до 10000 об/мин. Механизм перемещения печи поз-
воляет изменять в широких пределах скорость ее подъема и опус-
кания. Плавку аморфизируемых сплавов вели в набивном тигле
индукционной печи емкостью 3—5 кг. Использовали медный диск
диаметром 210 мм с различной конфигурацией рабочей кромки.

Материалы для магнитных экранов

Процесс приготовления образцов экранов заключается в прес-
совании аморфных волокон с использованием органической связ-
ки — полиэтилена. Методика приготовления образцов состояла в
следующем: волокна аморфного сплава на основе кобальта, желе-
за или никеля закладывали в пресс-форму между пленками поли-
этилена. Для лучшего пропитывания волокон полиэтиленом плен-
ку закладывали в три слоя. Один слой располагали в середине мас-
сы волокна, два других — по краям. Для предотвращения налипа-
ния полиэтилена к стенкам пресс-форм и пуансону между плен-
кой и пресс-формой прокладывали листовой фторопласт. Прессо-
вание производили в пресс-форме, изготовленной из алюминия.

Соотношение полиэтилена и волокон в образце выбирали из
соображения минимального количества полиэтилена, обеспечи-
вающего механическую прочность и монолитность образца. Это со-
отношение полиэтилена и волокон составляло по массе 1:3.

Процесс прессования проводили при температуре 400 К и
давлении 1 МПа. Время выдержки образца при этих температуре и
212
_________________________________________Магнитные материалы
давлении составляло 1,2 кс. После изотермической выдержки пресс-
форму охлаждали под давлением на воздухе. Полученные таким
образом диски из композиционного материала диаметром 120 мм,
толщиной 3 мм имели плотность 3 г/см3.

Измерения эффективности экранирования проводили в ближ-
них магнитном и электрических полях. Известно, что характер элек-
тромагнитного поля зависит от типа излучателя, расстояния от
источника излучателя и частоты электромагнитного поля на рас-
стоянии, большем чем АД.На расстоянии меньшем, чем Х/2К су-
ществуют ближние поля. В зависимости от характера излучателя
волновое сопротивление ближнего поля может быть значительно
больше чем 3770 Ом (электрическое поле) или значительно мень-
ше чем 3770 Ом (магнитное поле).

В диапазоне частот от 10 кГц до 1,6 МГц ближнее поле суще-
ствует на расстояниях от источника до 5 км и до 30 м соответствен-
но, таким образом, при решении задач электронной совместимо-
сти решается задача подавления ближних полей. Известно, что по-
давление электрических полей не вызывает особых трудностей, так
как для решения этой задачи достаточно наличия у экрана хоро-
шей электропроводности. При хорошей электропроводности эк-
ран эффективно экранирует электрическое поле, так как оно эк-
ранируется в основном за счет отражения от границы “свободное
пространство — экран”. Низкоимпедансное магнитное поле экра-
нируется за счет поглощения, поэтому магнитные экраны должны
быть выполнены из магнитного материала с повышенным значе-
нием ц, которая при понижении частоты излучения играет для
эффективного экранирования повышенную роль.

Эффективность экранирования образцов экранов измерялась
на радиотехническом стенде. Магнитное поле в экспериментах со-
здавалось генерацией в магнитной антенне больших токов и низ-
ких напряжений, электрическое — генерацией в электрической
антенне малых токов и больших напряжений. Расстояние между
приемной и излучающей антеннами составляло 30 см. В состав стенда
входили: селективный микровольтметр, высокочастотный генера-
тор сигналов, магнитная и электрическая антенны. Эффективность
экранирования измерялась по вносимому экраном затуханию раз-
дельно по магнитной и электрической составляющим электромаг-
нитного поля. Измерения проводили следующим образом. Прием-
ная и передающая антенны устаналивались на расстоянии 3 см. По
напряжению U{, наведенному в приемной антенне, фиксирова-
лась напряженность поля. После помещения между антеннами об-
разца экрана на приемной антенне повторно фиксировалось на-
пряжение U2. Эффективность экранирования рассчитывали так:

53 = -101g^2.

По эффективности экранирования магнитной и электричес-
кой составляющих электромагнитного поля был проведен выбор
химического состава аморфного сплава. Исследовали следующие
химические составы, % (по массе): 84 Fe; 10 Ni; 1 В; 5 Р(А); 89 Fe;
2 Ni; 7 Si; 2 В(Б), 71 Со; 15 Ni; 2,6 Si; 2,5 В; 8,9 Fe(B). Результаты
измерений представлены в табл. 4.1.

Таблица 4.1.

Эффективность экранирования ближних магнитного и электрического
полей (дБ) образцов из традиционного пермаллоевого сплава марки 50Н
и композиционного материала иа основе аморфных волокон с различным
химическим составом (A-В) в зависимости от частоты поля

Частота, кГц	Тип поля							
	магнитное				электрическое			
	50Н	А	Б	В	50Н	А	Б	В
10	7,5	12,6	24,3	25,5	>90	>90	>90	> 90
30	н,з	13,8	25,5	28,8	>90	>90	>90	>90
50	19,0	15,0	26,4	31,2	>90	>90	> 90	>90
70	23,0	16,2	30,6	34,5	>90	>90	>90	>90
100	28,0	21,6	34,5	36,9	>90	> 90	>90	> 90
250	33,0	23,1	45,9	49,5	>90	>90	>90	89
630	55,5	32,4	60,0	62,4	>90	>90	86	84
1600	70,2	55,5	75,0	71,5	>90	85	71	76

Анализ результатов исследования показывает, что экраны на
основе аморфных волокон весьма эффективно экранируют элект-
рическое поле во всем исследованном интервале частот. Экрани-
рование от магнитного поля существенно зависит от его частоты.
На высоких частотах все образцы экранов на основе аморфных
волокон хорошо экранируют магнитное поле, на низких же часто-
тах наилучшие результаты получены на составах Би В.

Замена в образцах экранов трети по массе аморфных волокон
составов 84 Fe; 10 Ni; 1 В; 5 Р (образец Г) и 71 Со; 15 Ni; 8,9 Fe;
2,5 В; 2,6 Si (образец Д) на волокна алюминия, полученные также
методом ВЗР, позволяют повысить эффективность экранирова-
ния Э магнитного поля на низких частотах:

Частота, кГц.....

Эр дБ............

дБ............

10	30

16,2 28,5

28,8 30,0

50	70

39,0 42,6

31,5 33,3

100 250

47,4 62,4

36,9 42,6

630 1600

78,6 88,8

48,6 54,3

Сравнивая образцы композиционных материалов на основе
аморфных волокон (образцы Б и В) и смеси аморфных и алюми-
ниевых волокон в соотношении 2:1 (образцы Г и Д) с удельной
массой 3 кг/м2 с аналогом по массе из сплава 50Н, можно заклю-
чить, что разработанные материалы превосходят по эффективнос-
ти традиционный магнитомягкий сплав марки 50Н.

Учитывая, что технология изготовления экранов из волокон,
полученных методом ВЗР, проста и не требует изготовления спе-
циального оборудования, можно заключить, что подобные мате-
риалы перспективны в создании легких экранирующих панелей
сборно-разборных экранируемых помещений, а также для обеспече-
ния электромагнитной совместимости радиоэлектронных систем.

Материалы для магнитопроводов магнитных головок

Материалы для магнитопроводов магнитных головок должны
обладать высокой начальной магнитной проницаемостью (ц0) в
заданном диапазоне частот, высокой износостойкостью, значени-
ем магнитострикции (X) близкой к нулю. Из известных аморфных
сплавов выбран сплав 71КНСР, имеющий следующие характерис-
тики: на частоте 5 МГц ц = 1000; X = 5 • IO"7; Bs= 0,5 Т.

Ниже представлены данные по отработке технологического
процесса изготовления магнитопроводов магнитных головок и их
испытаниям, проведенным на предприятиях НПО измерительной
техники и НПО “Радиоприбор” совместно с ОАО НПО “Компо-
зит”.

Технологический процесс изготовления магнитопроводов из
ленты толщиной 30—35 мкм и шириной 20—25 мм включал в себя
резку ленты твердосплавными ножами, химическое фрезерование,
нанесение диэлектрических покрытий, склеивание.

При химическом фрезеровании был использован метод двух-
сторонней фотолитографии. На предварительно обезжиренных аце-
215
тоном пластинах из аморфного материала формировался задан-
ный рисунок путем нанесения фоторезиста. Совмещение с фото-
шаблоном и экспонирование проводили на установке ЭМ-565А.
Далее заготовку проявляли в течение 30 с и травили в смеси кон-
центрированных азотной и соляной кислот и дистиллированной
воды.

На заготовки, полученные методом химического фрезерова-
ния, наносили специальные пленки в плазме тлеющего разряда на
установке УВН-71П-3. Далее прозводили склеивание 15 шт. плас-
тин с последующей вырезкой на лазерном станке и шлифовкой
алмазным инструментом.

Плотность записи с использованием магнитных головок из
аморфного сплава 71КНСР в 1,5—2,0 раза выше по сравнению с
магнитопроводами из пермаллоя. При использовании аморфных
материалов с Bs= 0,77Т и ц0 = 35000 можно повысить плотность
записи еще на 50%.

Материалы для магнитопроводов трансформаторов

Отработка технологического процесса изготовления магни-
топроводов трансформаторов из аморфного сплава 9КСР (ЦНИ-
ИЧМ) и их испытание проводились на предприятиях НПО АП,
НПО “Ротор”, ОАО НПО “Композит”.

Технология изготовления ленточных тороидальных магнито-
проводов трансформаторов включает в себя: резку аморфной лен-
ты на полоски заданной ширины с помощью твердосплавных но-
жей типа ВК60М; снятие заусенцев вращающимися навстречу друг
другу конусообразными абразивными кругами; обезжиривание
ацетоном; нанесение изоляционного покрытия методом электро-
фореза из суспензии оксида магния в четыреххлористом углероде
с одновременной навивкой магнитопроводов; закрепление перво-
го и последнего витка точечной сваркой (время 10 мс; сила тока
0,5 мА, напряжение 150 В; усилие сжатия электродов ~ 9кН);
термическую обработку в поперечном магнитном поле при Т =
730 К.

Испытания магнитопроводов из аморфного сплава 9КСР и
феррита марки 2000НМ-1 в силовых трансформаторах проводили
на тороидальных магнитопроводах (см. табл. 4.2).
Магнитные материалы
Таблица 4.2.

Зависимость потребляемого тока от напряжения и частоты
электрического тока для тороидальных магнитопроводов в зависимости
от марки магнитного материала

№ п.п.	Параметры			
	напряжение, В	частота, кГц	ток, мА (9KCP)	ток, мА (2000НМ-1)
1	34	30	58,0	85,0
2	34	50	66,0	90,0
3	34	100	55,0	94,5
4	23	30	37,5	70,0
5	23	50	36,5	72,5
6	23	100	36,0	76,0

Как видно из табл. 4.2, во всем исследованном частотном ди-
апазоне магнитопроводы из аморфного сплава 9КСР имеют мень-
ший потребляемый ток.

Магнитодиэлектрики

Хотя у традиционных материалов удается получить высокую
магнитную проницаемость, потери на вихревые токи в листах нор-
мальной толщины резко повышаются уже в диапазоне относи-
тельно невысоких частот. Это повлекло разработку магнитодиэлек-
триков, рассчитанных на применение при частотах выше 10 кГц.

Термином “магнитодиэлектрики” охватывается группа мате-
риалов, состоящих из ферромагнитных частиц с размером 1—100
мкм, разделенных изолирующей неметаллической прослойкой.
После смешения частиц с изолирующим веществом полученный
материал прессуют, придавая заготовке нужную форму. Переход к
магнитодиэлектрикам дал двойной положительный эффект.

Во-первых, снизились вихревые токи, в результате чего доля
потерь соизмерима по сравнению с другими материалами лишь на
частотах выше 100 кГц.

Во-вторых, наличие зазоров между частицами создает эффект
внутреннего размагничивания, который, хотя и уменьшает про-
ницаемость, но резко снижает отдельные составляющие магнит-
ных потерь. Благодаря внутреннему размагничиванию появляются
и новые эффекты — устойчивость к подмагничивающим полям,
стабильность во времени.
Существует несколько способов воздействия на свойства маг-
нитодиэлектриков: изменение химического состава, размера и
формы частиц магнитного наполнителя; изменение химического
состава и процентного содержания связки; изменение давления
прессования.

Порошки сплавов следующих химических составов, % (ат.):
Fe«)Ni4OP16B6 (Л), Fe75Ni}Si14B8 (5) и Со^ЫцРД, (Б) — получали
измельчением волокон, закаленных из расплава на установке УППГ-1.
Кроме этого, были опробованы игольчатые порошки, также полу-
ченные методом ВЗР, но без измельчения.

Для выбора оптимального фракционного состава частиц по-
рошка, для которого магнитная проницаемость максимальна, было
проведено изучение взаимосвязи гранулометрического состава,
насыпной плотности и магнитной проницаемости в постоянном
поле для состава А.

Приведем данные по зависимости магнитной проницаемос-
ти ц и насыпной плотности р от гранулометрического состава в
состоянии свободной насыпки для аморфного порошка состава А:

Грануломет-

рический

состав, мкм ....-28 -63-+28 -125-+63 -250+125 50% -60-+28	50% -63-+28

50%-250—+125 50%-125—+63
р, г/см3	2	2,2	2,4	2,4	2,6	2,7

р..........9	12	18	20	30	50

Образцы магнитопластов изготавливали по следующей тех-
нологической схеме: классификация порошков на вибросите; сме-
шение порошка магнитного наполнителя с раствором эпоксидной
смолы ЭД20 в ацетоне с последующим выпариванием ацетона;
прессование композиции при давлении 800—1000 МПа и при тем-
пературе 300°С.

Зависимость магнитной проницаемости магнитодиэлектриков
от химического состава, процентного содержания магнитного на-
полнителя и давления прессования следующая:

Тип магнитного наполнителя		... А	Б	В	А
Содержание связки, (по массе)%		... 10	10	5	15
Давление прессования, МПа		... 800	800	1000	1000
ц при f— 10 кГц		... 12	18	90	55
ц при/= 100 кГц		... 12	19	80	60
Как видно из приведенных данных, максимальные значения
проницаемости достигаются для магнитодиэлектриков состава В
для обеих частот.

4.2. Магнитотвердые материалы

Известно, что для ряда сплавов на основе редкоземельного
металла (А) и металла из группы железа (Fe, Со, Ni), например
для SmCo5, AFe2, после операции высокоскоростного затвердева-
ния расплава (ВЗР) формируется высококоэрцитивное состояние.
Высокая коэрцитивная сила по намагниченности (Д) при этом
достигается за счет мелкозернистой структуры сплава после ВЗР,
высокого значения поля анизотропии (Д) и оптимальной струк-
туры межзеренных границ (зерна основной магнитной фазы долж-
ны быть разделены немагнитными граничными фазами) [2]. Эти
сплавы не нашли практического применения из-за более низких
других параметров, которыми должен обладать магнитотвердый ма-
териал, таких как остаточная магнитная индукция (В), максималь-
ное энергетическое произведение (ВН^) и температура Кюри (Т).

Использование метода ВЗР оказалось весьма эффективным
для нового класса магнитотвердых материалов на основе сплава
типа Nd-Fe-B, в котором основной высокоанизотропной магни-
тотвердой фазой является интерметаллическое соединение стехи-
ометрического состава Nd2Fe14B.

В 1982 г. практически одновременно были заявлены результа-
ты по получению рекордных на тот момент магнитных свойств
(Вг >1,2 Т, Д > 800 кА/м, ВН^ > 280 кДж/м3), полученных на
составах типа R - Fe - М -В, где R — редкоземельный элемент,
предпочтительно Nd, Рг, Dy, Tb; М — один или несколько эле-
ментов из группы, включающей в себя Со, Al, Ti, V, Cr, Мп, Zr,
Hf, Nb, Та, Mo, Ge, Sb, Sn, Bi, Ni, W [3, 4]. Различие между
этими техническими решениями заключалось лишь в способе дос-
тижения высококоэрцитивного состояния.

К настоящему моменту удалось выяснить ряд закономернос-
тей, связывающих химический состав сплава и магнитные свой-
ства. Легирование сплава такими редкоземельными элементами,
как диспрозий и тербий, существенно (в 2—4 раза) увеличивает
Д за счет увеличения поля анизотропии и улучшения структуры
границ зерен, однако это приводит к снижению Вг и ВН^. Введе-
219
ние в состав сплава кобальта приводит к повышению Т и корро-
зионной стойкости, однако снижает Нс из-за образования магни-
томягкой граничной фазы типа Лавеса для спеченных магнитов.
Алюминий и галлий, увеличивают коэрцитивную силу за счет об-
разования немагнитных фаз, лучше смачивающих границы зерен
основной магнитной фазы. Такие элементы, как ниобий, молиб-
ден, вольфрам, ванадий, титан, увеличивают коэрцитивную силу
за счет образования мелкодисперсных боридов в границах зерен,
которые предотвращают рост зерен [5].

Другим направлением оптимизации химического состава базо-
вого (Nd15Fe77B8) сплава является уменьшение содержания неодима
и увеличение — железа с целью повышения Вг и ВН^. Типичными
представителями таких сплавов являются:	, легирован-

ные ниобием или цирконием [6]; Т^Ре84В8, легированные Mo, V,
Zr, Nb [7]; 7?4Fe76 78B18 20 [8].

На этих материалах высококоэрцитивное состояние реализу-
ется только в микрокристаллическом состоянии, которое достига-
ется при использовании метода ВЗР. Как показано в работе [7],
сплавы типа T^Fe^Bg состоят из магнитотвердой фазы типа Nd2Fe14B
и a-Fe, со средним размером зерен приблизительно 20—30 нм. По
данным авторов работы [8], фазовый состав сплава T?4Fe76 78B18 20
представляет собой смесь двух ферромагнитных фаз: Nd2Fe14B и
метастабильного борида железа Fe3B.

Повышение магнитных свойств достигалось также в резуль-
тате: уменьшения степени окисления материала в технологичес-
ком процессе; уменьшения таких вредных примесей, как редкозе-
мельные металлы (за исключением неодима, празеодима, диспро-
зия, тербия), кальций, азот и др.; уменьшения балластной борид-
ной фазы типа NdP1Fe4B4; увеличения локальной коэрцитивности
вблизи границ зерен и полюсов магнитов; улучшения текстуры
магнитов; создания заданной магнитной текстуры, отличной от
однородной и обеспечивающей положительный эффект в составе
магнитной системы.

Все перечисленные условия накладывают повышенные тре-
бования как к чистоте исходных шихтовых материалов, так и к
чистоте рабочих газов (аргона, азота, гелия), особенно для случая
использования их в качестве охлаждающей и защитной среды при
затвердевании расплава и измельчении. Установлено, что при дли-
тельном контакте расплава с материалом тигля на основе оксида
220
алюминия и кремния происходит восстановление этих элементов
из оксидов неодимом и диспрозием. Еще в большей степени это
касается материала воронки, используемой для разливки металла
при ВЗР. Поэтому при плавке отдается предпочтение спеченному
тиглю на основе оксида алюминия по сравнению с набивным,
при разливке — воронке из нитрида бора, который в наименьшей
степени взаимодействует с расплавом.

Для уменьшения окисления и получения более однородного
гранулометрического состава используют метод гидридного дис-
пергирования [5, 9].

Для повышения остаточной магнитной индукции горяче-
прессованные быстрозакаленные порошки подвергают дополни-
тельной пластической деформации (прокатке или экструзии) для
создания магнитной текстуры в магнитах.

Несмотря на достигнутый прогресс за последние 15 лет после
открытия этой группы магнитотвердых материалов в понимании
природы высококоэрцитивного состояния, а также совершенство-
вании технологических процессов, многие вопросы остаются не
до конца выясненными. Например, такие, как роль ряда легирую-
щих элементов и параметров термической и термомеханической
обработки на природу высококоэрцитивного состояния, влияние
особенностей ВЗР на уровень магнитных свойств магнитов, осо-
бенности формирования заданной магнитной текстуры при на-
магничивании изотропных материалов и др.

Ниже приводятся экспериментальные данные, полученные
за последние годы в ОАО НПО "Композит” в содружестве с Мос-
ковским государственным авиационно-технологическим универ-
ситетом им. К.Э.Циолковского (МАТИ), ВНИИ неорганических
материалов им. акад. А.А.Бочвара (ВНИИНМ) и Московским за-
водом полиметаллов (МЗП).

Изотропные порошки на основе сплава Nd-Fe-B

Для исследования влияния особенностей технологического
процесса получения изотропных порошков методом ВЗР выбраны
наименее изученные сплавы типа Nd-Fe-B, легированные тита-
ном и рядом других элементов, которые можно условно разделить
на четыре группы: 1) Nd13 б Fe797 М07 В6 (М — Ti, Sc, Be, Al, Mo);
2) Nd12, Dy1 Fe777 Ti07 Co2 B6, 3) Nd14 x Fe79 3+x Ti0 7 B6 (x — 0; 0,5; 1;
1,5; 2; 2,5; 3); 4) Nd4 Fe^Ti, B19 (y - 0; 0,7).

Сплавы для исследований выплавляли в вакуумной дуговой
печи с нерасходуемым вольфрамовым электродом в медном водо-
охлаждаемом кристаллизаторе луночного типа в атмосфере особо
чистого аргона. Масса слитков составляла 100 г. Слитки переплав-
лялись четыре раза. Кроме этого, для экспериментальных сплавов
использовали лабораторную установку для вакуумной индукцион-
ной плавки в среде инертного газа. Плавку осуществляли в алундо-
вых тиглях, масса слитка составляла 50 г. В качестве шихтовых ма-
териалов применяли Nd, Dy, Ti, Sc, Al и лигатуры Fe-B, Fe-Mo,
Fe-Be.

Сплавы составов Nd13 6Fe79 7Вб и Nd4Fe76 3B(9Ti0 7 массой до
160 кг выплавляли в промышленной вакуумной индукционной печи
с использованием набивного тигля на основе А12О3.

Получение порошка методами высокоскоростного затверде-
вания расплавов из вышеуказанных сплавов осуществляли на раз-
личных установках. Порошки из экспериментальных слитков мас-
сой 20—30 г методом спиннингования получали на лабораторной
вакуумной установке индукционного типа. В ней расплав под дей-
ствием избыточного давления инертного газа (гелия) через узкую
щель в кварцевом тигле подавался на быстровращающийся мас-
сивный холодильник, выполненный из сплава на основе меди.

Промышленные партии порошков получали на установках
УППГ-1 и “Каскад” методом экстракции из расплава, УЦР-2 и
установке ВНИИНМ методом центробежного распыления расплава.

Полученные “чешуйки” измельчаются, как правило, до раз-
меров 100—300 мкм и подвергаются низкотемпературному отжигу
в вакуумных печах. В отдельных случаях термообработанный поро-
шок подвергается магнитной сепарации в устройстве на основе
магнитов Nd-Fe-B, создающем сильные градиентные магнитные
поля вдоль направления перемещения магнитного порошка.

Химический и фазовый состав сплавов контролировали с
помощью плазменного эмиссионно-спектрального метода и мето-
да ядерного гамма-резонанса (ЯГР) по методикам ВНИИНМ и
Московского завода полиметаллов. В исследовании магнитных спла-
вов методом ЯГР принимали участие сотрудники МЗП С.М. Мар-
гарян и А.А Журавлев.

Экспериментальные кривые резонансного поглощения на
__________________________________________Магнитные материалы
ядрах 57Fe исследованных образцов сплавов получали с помощью
ЯГР-спектрометра постоянной скорости, обеспеченного блоком
стабилизации скорости по лазерному интерферометру. В качестве
мессбауэровского источника радиоактивного излучения использо-
вали 57Со в хромовой матрице с активностью 0,5 ГБк. Мессбауэ-
ровские поглотители получали напылением измельченного в эти-
ловом спирте и затем высушенного порошка на липкую ленту. ЯГР-
спектры снимали в геометрии пропускания и анализировали с по-
мощью ЭВМ, используя метод наименьших квадратов, в котором
минимизация суммы квадратов осуществляется видоизмененным
методом Марквардта (существенным преимуществом данной про-
граммы обработки спектров в сравнении с использованными ав-
торами работ [10,11] являются гибкие связи, позволяющие обес-
печить требуемые соотношения между параметрами мессбауэровс-
кого спектра). Полученные спектры обрабатывались в предполо-
жении, что: 1) интенсивности линий поглощения секстетов отно-
сятся как 3 :2:1:1:2:3, так, как это справедливо для поликристал-
лических образцов, в которых направление намагниченности в до-
менах в среднем имеет одинаковую вероятность, и 2) отношения
между площадями под спектрами шести компонент от шести не-
эквивалентных кристаллографических состояний (16£р 16£2, 8/р
8/2, 4е, 4с) атомов железа в элементарной ячейке соединения
Nd2Fe14B составляют4,45 : 4,05 : 2,03 : 2,1 : 1,1 : 1 на основании
данных об интенсивностях линий в этих состояниях, полученных
авторами работы [12]. Оценку достоверности разложения экспери-
ментальных спектров проводили по критерию %2.

Магнитные свойства порошков контролировали с помощью
вибрационного магнитометра в магнитных полях до 2400 кА/м. В
отдельных случаях перед операцией измерения образцы намагни-
чивались в импульсных магнитных полях до 5600 кА/м.

Для повышения уровня магнитных свойств обычно магниты
легируют такими элементами, как Dy, Tb, Со, Al, Ga, Nb, Mo,
Ni и др. [5]. Однако недостаточное понимание процессов, приво-
дящих к изменению, как фазового состава магнитов, так и рас-
пределению указанных элементов между фазовыми составляющи-
ми, обуславливает неоправданно завышенное содержание легиру-
ющих добавок. Следствием этого является снижение энергетичес-
ких параметров магнитов, а также повышение их стоимости. Од-
ним из методов, позволяющих наиболее точно определять фазо-
вый состав ферромагнитных сплавов на основе железа и выявлять
закономерности распределения легирующих элементов в элемен-
тарной ячейке (в данном случае основной магнитотвердой фазы
Nd2FeI4B) по шести кристаллографически неэквивалентным по-
зициям железа, является мессбауэровская спектроскопия [10,12].
Количество сообщений по этому направлению незначительно и
они посвящены исследованию влияния ограниченного числа та-
ких легирующих элементов, как Со [13], Ni [14], Al и Со [11].

Поэтому было предпринято исследование зависимостей па-
раметров мессбауэровских спектров и свойств магнитов на основе
Nd-Fe-B от типа легирующих добавок (Си, Ga, Al, Hf, Ti, V, Mo,
Nb, Cr, Co, Ni, Tb, Dy).

В табл. 4.3 представлены данные по значениям эффективных
магнитных полей в шести неэквивалентных позициях решетки типа
Nd2Fe14B на ядрах атомов железа (Н..) для модельных (а) сплавов
типа Nd16 5Fe75 5.XB8	Al, х = 0^2; М- Ti, х = 0,63 и 1,26) и

базового (б) сплава Nd16J)FeocTTib26Al0<32B7 2. Видно, что умень-
шается при легировании сплавов А1 и Ti. Эти изменения практи-
чески совпадают по наиболее разрешенным кристаллографичес-
ким состояниям (16£р 16£2, 8/2) при значениях х = 0,32 (М — А1)
и х = 0,63 (М — Ti), и причем существенно для сплава с повышен-
ным содержанием титана (х =1,26). Это указывает на меньшую
растворимость титана в Ф-фазе сплава (б). На это также указывают
данные, полученные с помощь ЛРСА.

Таблица 4.3.

Значения эффективных магнитных полей Я^на ядрах атомов железа
фазы типа NdjFe14B (Ф) в сплавах Nd165Fe755 xMxBg (а)

И ^16.0^еост^1,мА10з2В7д (б)

Тип сплава	М	X	Кристаллографическое состояние Я^ (7)					
			16Л(	16*2	8/1	8/2	4е	4с
а	-	0,00	28,7	30,6	26,4	34,5	26,3	31,1
а	А1	0,32	28,4	30,3	26,1	34,3	25,6	31,1
а	Ti	0,63	28,4	30,3	26,0	34,2	25,6	30,8
а	Ti	1,26	28,2	30,2	25,7	34,1	25,0	30,9
б	Ti / Al	1,26/0,32	28,1	30,1	25,6	34,1	24,9	31,1

В табл. 4.4 представлены значения разности Яэффпри легиро-
вании базового сплава различными химическими элементами по
________________________________________Магнитные материалы
сравнению с исходным состоянием. Тринадцать легирующих доба-
вок можно условно разделить на четыре группы: А (Си, Ga, Al), В
(Hf, Ti, V, Mo, Nb, Сг), C (Co, Ni), D (Tb, Dy). В группе A,
содержащей атомы с недостроенной лишь внешней электронной
оболочкой, величина изменений прямо пропорциональна числу
электронов на внешней оболочке и обратно пропорциональна числу
оболочек. К группам Ви С относятся переходные металлы с недо-
строенной 3d и 4d (Nb) оболочкой, при этом в группах В и С коли-
чество электронов на недостроенной оболочке соответственно мень-
ше (В) или больше (Q, чем в атоме железа. В обеих группах наблю-
дается уменьшение с увеличением числа 3 J-электронов.

Таблица 4.4.

Значения разности эффективных магнитных полей, на ядрах атомов
железа фазы Nd2Fe14B (Ф) между сплавами состава
Nd160FeocTTi126Al032B72 + 0,5 % (ат.) Ми Nd^Fe^Ti.^Ai

Вид группы	№ п/п	М	Кристаллографическое состояние ЯЭ(М) (7)					
			16^	16*2	8/1		4e	4c
	1	Си	-од	+0,0	+0,2	+0,0	-0,1	+0,1
А	2	Ga	-0,3	-0,2	-0,2	-0,2	-0,2	-0,3
	3	Al	-0,4	-0,3	-о,з	-0,5	-0,5	-0,4
	4	Hf	-0,0	-0,0	+0,1	-0,1	-0,7	-0,1
	5	Ti	-0,1	-0,0	+0,0	-0,0	-0,3	-0,2
В	6	V	-0,2	-0,1	-0,3	-0,1	-0,5	-0,3
	7	Mo	-0,2	-од	-0,3	-0,1	-0,4	-0,3
	8	Nb	-0,4	-0,2	-0,5	-0,2	-0,6	-0,4
	9	Cr	-0,5	-0,3	-0,8	-0,3	-0,9	-0,4
С	10	Co	-0,1	-0,1	-0,0	-0,1	-0,2	-0,1
	11	Ni	-0,2	-0,2	-0,1	-0,1	-0,2	-0,3
D	12	Tb	+0,0	+0,1	+0,1	+0,1	-0,1	+0,1
	13	Dy	+0,0	+0,2	+0,2	+0,3	-0,3	-0,0

Элементы группы D (Tb, Dy), в отличие от других, замещают
в решетке преимущественно атомы неодима. Результатом этого
является незначительное увеличение во всех позициях желе-
за, кроме позиции 4е.

Измерения остаточной магнитной индукции показали, что
во всех случаях она ниже, чем для базового сплава. Наименьшие
изменения наблюдали на магнитах с медью и кобальтом, наиболь-
шие — с алюминием и хромом. При этом более высокая коэрци-
225

8 — 3033
тивная сила достигалась на сплавах с алюминием, титаном, ме-
дью, молибденом, диспрозием и тербием. С учетом этих данных
производился выбор легирующих элементов для быстрозакален-
ных сплавов.

Как видно из данных, приведенных в табл. 4.5, незначитель-
ные легирующие добавки [0,7% (ат.)] хотя и понижают остаточ-
ную магнитную индукцию, тем не менее приводят к существенно-
му повышению коэрцитивной силы по намагниченности, которая
ответственна за температурную и временную стабильности.

Таблица 4.5.

Магнитные свойства быстрозакаленных порошков сплавов типа
Nd13 6Fe797Af07B6 в зависимости от типа легирующего элемента

Параметр	Свойства		сплава Nd13>6 Fe79>7 M0j7 В6			
М	-	Ti	Al	Be	Sc	Mo
Магнитная индукция, Т	0,75	0,70	0,70	0,73	0,73	0,69
Коэрцитивная сила, кА/м	1160	1360	1296	1232	1264	1336

Для увеличения остаточной магнитной индукции и макси-
мального энергетического произведения необходимо увеличивать
содержание ферромагнитной составляющей сплавов. В табл. 4.6 пред-
ставлены результаты исследования влияния содержания неодима
на остаточную магнитную индукцию и коэрцитивную силу по на-
магниченности. Видно, что увеличение содержания железа в
сплавах за счет неодима приводит к монотонному росту остаточ-
ной магнитной индукции, что является предпосылкой для увели-
чения максимального энергетического произведения как магнит-
ного порошка, так и изделий из него (например, магнитопластов).
Однако при этом уменьшается коэрцитивная сила по намагничен-
ности, что ограничивает область применения этих материалов.

Таблица 4.6.

Зависимость магнитных свойств быстрозакаленных порошков сплавов
типа Nd14.xFe79 3+xTi0 7Вб в зависимости от содержания неодима

Параметр	Свойства сплава Nd14_x Fe79 3+х Tioj7B6						
X  Магнитная индукция, T  Коэрцитивная сила, кА/м	0,0 0,65 1408	0,5 0,70 1120	1,0 0,75 1208	1,5 0,81 1056	2,0 0,86 960	2,5 0,92 840	3,0 0,96 656
Дальнейшее снижение содержания неодима при одновремен-
ном увеличении железа и бора хотя и приводит к повышению ос-
таточной магнитной индукции (см. табл. 4.7), однако резко сни-
жает коэрцитивную силу по намагниченности. Эти материалы мож-
но использовать только в магнитных системах с высокой рабочей
точкой. Таким образом, выбор химического состава магнитного
сплава определяется в значительной степени условиями эксплуа-
тации магнитов.

Таблица 4.7.

Зависимость магнитных свойств быстрозакаленных порошков
сплавов Nd4Fe77xTixB19

Параметр	Свойства сплава Nd4 Fe77.x Tix Bi9	
X	0,0	0,7
Остаточная магнитная индукция, Т	1,13	1,06
Коэрцитивная сила по намагниченности, кА/м	240	2,80

Магниты на основе порошков из быстрозакаленных сплавов

Изотропные микрокристаллические порошки типа Nd-Fe-B,
полученные методом ВЗР, нашли широкое применение в качестве
магнитотвердого наполнителя для композиционных магнитных
материалов — магнитопластов. При этом в качестве связки обычно
используется органическое вещество в количестве 2—10 % (по мас-
се). Соотношение между количествами магнитотвердого наполни-
теля и связующего выбирается в зависимости от требований,
предъявляемых к магнитным и механическим свойствам магнито-
пласта. При этом необходимо учитывать, что такие параметры,
как Ви ВН^, увеличиваются с уменьшением количества связки.

Технология изготовления изотропных магнитопластов заклю-
чается в следующем: “чешуйчатый” порошок после ВЗР подверга-
ется измельчению, низкотемпературному отжигу, смешению со
связующим и компактированию на литьевых машинах или прес-
сах, с последующей, в случае необходимости, полимеризацией
связующего. Для улучшения температурной и временной стабиль-
ности, связанной с процессами окисления магнитотвердого на-
полнителя, на магнитные порошки наносят защитное покрытие.
Покрытие иногда наносят с той же целью и на внешнюю поверх-
ность магнитопласта.
Плотность и уровень магнитных свойств существенно выше
при изготовлении магнитопластов на прессах. Однако для изготов-
ления изделий сложной формы отдают предпочтение литьевым
машинам, несмотря на более низкие свойства, из-за лучшей тех-
нологичности процесса и возможности создания многоэлемент-
ных узлов, например изготовления ротора, включающего кольце-
вой магнит и вал.

Фирма “Дженерал Моторе” (США) освоила выпуск горя-
чепрессованных изотропных (марка MQ2) и анизотропных (марка
MQ3) магнитов на основе быстрозакаленного порошка сплава Nd-
Fe-B. Для создания анизотропии в магнитах требуется дополни-
тельная обработка — горячая деформация при температуре 975 К
(прокатка, экструзия и т.п.). На анизотропных горячедеформиро-
ванных магнитах уровень магнитных свойств соответствует лучшим
образцам спеченных магнитов (ВН^ > 400 кДж/м3).

Представляется интересной идея сохранения аморфного со-
стояния в компакгированной заготовке с последующей кристал-
лизацией в магнитном поле заданной конфигурации с целью по-
лучения наиболее эффективной магнитной системы какого-либо
конкретного устройства. В работе [15] приводятся результаты полу-
чения компактной заготовки при прессовании аморфного порош- <
ка из сплава Nd..Fe__B8 с помощью ударной волны с давлением:
более 25 ГПа.

Горячепрессованные заготовки можно также использовать для
изготовления анизотропных магнитопластов и достигать при этом
более высоких магнитных свойств, чем из порошков полученных
размолом спеченных магнитов. Это объясняется более мелкой кри-
сталлической структурой и незначительным содержанием оксидов
неодима по сравнению со спеченными магнитами [16].

Для изготовления магнитопластов в качестве магнитотвер-
дого наполнителя нами использовались быстрозакаленные порошки
трех составов: Nd Fe7,7 Ti В6 - A; Ndl2 Dy Fe77 7Ti0 7 Co2 B6 -
fiHH£A;Nd4Fe Д7В19-2к

Индексы “И” и “А” для образцов типа “Б” означают соот-
ветственно изотропный и анизотропный.

Порошок в виде чешуек измельчали до размеров менее 400
мкм и смешивали с раствором эпоксидной смолы типа ЭД-20,
растворенной в ацетоне. После выпаривания при непрерывном
перемешивании ацетона смесь прессовали при давлении 700 МПа
228
____________________________________________Магнитные материалы
при комнатной температуре. Прессование анизотропного порошка
(/>А) осуществлялось в магнитном поле 1200 кА/м. Порошок соста-
ва “1Г перед операцией смешения со связкой подвергали кристал-
лизационному отжигу при температуре приблизительно 925 К с
последующей магнитной сепарацией. После полимеризации свя-
зующего и импульсного намагничивания измеряли магнитные свой-
ства магнитопластов с помощью гистериографа в замкнутой маг-
нитной цепи. Потери магнитного потока при температурных и вре-
менных испытаниях измеряли с помощью датчика Холла у повер-
хности полюсов магнитопластов.

Результаты измерений плотности и магнитных свойств маг-
нитопластов с различным составом приведены в табл. 4.8.

Таблица 4.8.

Магнитные свойства магнитопластов в зависимости
от типа магнитного наполнителя

Состав наполнителя	Плотность, г/см3	Магнитная индукция, Т	Коэрцитивная сила, кА/м	Энергетическое произведение, кДж/м3
А	5,9	0,58	1360	58
	6,0	0,54	1520	55
Ба	6,0	0,85	1400	125
В	5,5	0,72	280	40

Как видно из данных, приведенных в табл. 4.8, коэрцитивная
сила по сравнению с порошками осталась практически без изме-
нений, в то время как остаточная магнитная индукция и энерге-
тическое произведение существенно уменьшились,так как эти па-
раметры определяются объемным содержанием магнитного напол-
нителя [данные образцы содержали 2% (по массе) связки].

Анализ зависимостей значений коэрцитивной силы и оста-
точной индукции от величины намагничивающего поля показал,
что с увеличением поля происходит монотонный рост Вги Нс. Ве-
личина намагничивающего поля, выше которого не происходит
повышение магнитных параметров, зависит от химического соста-
ва сплава. Так, для сплавов Ли В это поле составляет 2400 кА/м,
для Баи Би — соответственно 1600 и 2000 кА/м. Кроме того, вели-
чину магнитного поля, необходимого для качественного намагни-
чивания (до состояния технического насыщения), можно умень-
шить, прикладывая в промежутках между импульсами магнитного
поля в заданном направлении магнитные поля под углом (не бо-
лее 45°) к основному. Эти результаты могут оказаться весьма по-
лезными при проектировании индукторов для многополюсного на-
магничивания магнитопластов, особенно небольших размеров.

Выбор химического состава наполнителя во многом зависит
от условий эксплуатации магнитопластов. При повышенных тем-
пературах и наличии сильных размагничивающих полей необходи-
мо использовать магнитопласты с повышенной коэрцитивной си-
лой (типа А и еще лучше Б), напротив, для магнитов, используе-
мых при комнатной температуре и имеющих высокую рабочую
точку, — с относительно невысокой коэрцитивной силой (напри-
мер, типа В).

Одним из методов дальнейшей оптимизации структуры маг-
нитов может явиться создание многослойных магнитопластов (в
идеальном случае градиентных материалов, т.е. материалов с не-
прерывным изменением, например, коэрцитивной силы) с раз-
личными значениями магнитных параметров. При этом слой с боль-
шей коэрцитивной силой должен находиться вблизи рабочего за-
зора, т.е. в том месте, где имеются максимальные размагничиваю-
щие поля.

Одним из методов по изготовлению как изотропных,так и ани-
зотропных магнитопластов является метод “HDDR”, заключающийся
в том, что сплав типа Nd-Fe-B подвергают воздействию водородом,
что приводит к тому, что происходит не только измельчение слит-
ка, но и рекристаллизация структуры сплава. Процесс получения
мелкодисперсного порошка по этому методу включает в себя следу-
ющие операции: гомогенизацию слитка при 1200—1400 К, гидриро-
вание при 800—1300 К, дегидрирование в вакууме при 800—1300 К,
охлаждение в вакууме. Так, на составе Ndn 0Dy0 9Fe77 2Co5 2B5 7 после
водородной обработки получен магнитопласт с использованием 3%
(по массе) органической связки, имеющий следующие магнит-
ные свойства: Вг= 0,86 Т, Нс = 1000 кА/м, ВНтлх= 134 кДж/м3 [17].

В работе [16] представлены результаты по получению анизот-
ропного магнитопласта марки “MAGFINE 17” на основе сплава
Nd-Fe-B с энергетическим произведением 136 кДж/м3. Повыше-
ние энергии по сравнению с изотропным магнитопластом позво-
лило при его использовании в электродвигателе уменьшить тол-
230
__________________________________________Магнитные материалы
щину магнитопласта на 20% или увеличить величину крутящего
момента на 30%.

Наш опыт работы с порошком, полученным методом “HDDR”,
показал, что наряду с явными преимуществами (простота метода,
не требующего дорогостоящего оборудования, можно использо-
вать стандартные водородные печи), он имеет ряд существенных
недостатков, главным из которых является сложный процесс уда-
ления водорода из сплава после диспергирования. При недоста-
точно качественной дегазации остаточный водород может через
определенное время приводить к разрушению изделия из магни-
топласта. На ряде образцов такой эффект был обнаружен нами
через год после изготовления магнитопласта.

Для получения анизотропных порошков из быстрозакален-
ных сплавов типа Nd-Fe-B использовалась технология горячего
изостатического прессования, которая ранее применялась нами для
компакгирования порошков магнитотвердых сплавов типа Sm-Zr-
Co-Cu-Fe и Nd-Fe-B, полученных традиционным способом (ме-
ханическим дроблением и измельчением) [18,19].

Порошки, полученные методом ВЗР состава
Nd12 6Dyj 0Fe77 7Ti0 7Co2 0B6, засыпали в тонкостенную металлическую
капсулу, подвергали виброуплотнению, дегазировали в вакууме
при 575 К. После дегазации капсулу заваривали в вакууме с помо-
щью электронного луча, при этом следует иметь в виду, что для
предотвращения отклонения электронного луча при заварке чешуй-
чатый порошок должен быть в терморазмагниченном состоянии.
Далее капсулу с порошком помещали в газостат и уплотняли при
давлении 100—150 МПа и температуре 925—1000 К. После уплотне-
ния нагретую до 975 К капсулу прокатывали для обеспечения степе-
ни деформации более 50%. После механического или химического
(стравливания) удаления капсулы компактный материал подвер-
гали измельчению. Для изготовления анизотропных магнитоплас-
тов использовали фракцию порошка 150—350 мкм. Порошок имел
следующие магнитные свойства: коэрцитивную силу 1400 кА/м, ос-
таточную индукцию 1,18 Т.

В случае необходимости полученный после деформации ком-
пактный материал в защитной оболочке, роль которой выполняет
материал капсулы, можно использовать как анизотропный магни-
тотвердый материал — постоянный магнит. Данный материал це-
лесообразно применять в условиях повышенных температур, меха-
нических нагрузок и агрессивных сред, например в магнитных
муфтах для перекачки токсичных жидкостей.

Быстрозакаленные порошки находят применение и в техно-
логическом процессе изготовления магнитов типа Sm-Zr-Co-Cu-
Fe и Nd-Fe-B, получаемых методами традиционной порошковой
металлургии.

Для дисперсионнотвердеющих магнитов типа Sm-Zr-Co-Cu-
Fe хотя и не происходит существенного повышения магнитных
свойств, из-за различной природы высококоэрцитивного состоя-
ния, тем не менее мелкозернистость сплава, а также меньшая его
окисляемость в процессе технологического передела, особенно при
измельчении, позволяют существенно повысить технологичность
сплава и механические характеристики магнитов.

Для повышения коэрцитивной силы по намагниченности
спеченных магнитов типа Nd-Fe-B используют метод смесей. Суть
этого метода заключается в том, что перед операцией прессования
или перед операцией тонкого помола смешиваются порошки двух
или более составов.

Для сплавов типа Nd14 5_I7Dy(K3FeOCTTi0 5В5 8 нами использова-
лись добавки на основе сплавов (соединений), обогащенные бо-
ром и (или) углеродом, либо порошки бора и углерода. Напри-
мер, анализ магнитов, изготовленных из сплава Nd15 6Fe77Tij 4В6
% (ат.) с добавками порошкового аморфного бора до 4% (ат.), с
помощью растровой электронной микроскопии, рентгенострук-
турного анализа и мессбауэровской спектроскопии показал, что с
увеличением добавки бора до 2% (ат.) происходит уменьшение
растворимости титана в основой магнитотвердой фазе типа
Nd2Fe14 Д1В с 0,45% (ат.) практически до нуля, при этом одновре-
менно возрастает среднее эффективное магнитное поле на ядрах
атомов железа (<Яэфф>) с 29,4 до 29,8 Т, а ширина линии погло-
щения спектра уменьшается на 13%. При этом наблюдается увели-
чение боридной фазы состава TiB2, преимущественно расположен-
ной в виде выделений по границам зерен основной магнитной
фазы. Исследования магнитных свойств магнитов показали, что с
увеличением добавки до 2% (ат.) происходит рост остаточной маг-
нитной индукции приблизительно на 10% при практически неиз-
менной коэрцитивной силе. При этом изменяется характер зави-
симости коэрцитивной силы от параметров низкотемпературного
отжига. Если в магните из исходного сплава максимуму коэрци-
232
тивной силы соответствовала температура 1050 К, то при 2%-ной
добавке бора наблюдалась слабая зависимость Яс в интервале тем-
ператур 775—1050 К. При дальнейшем увеличении содержания бора
[до 4% (ат.)] происходило монотонное падение остаточной магнит-
ной индукции при сохранении коэрцитивной силы по намагни-
ченности, при одновременном увеличении содержания боридной
фазы Ndj tFe4B4. Зависимость Д от температуры отжига также изме-
нилась, наблюдалось два пика (максимума) — при 850 и 1025 К.
При этом если при добавке бора около 2,5% (ат.) высота этих
пиков была одинаковая, то при дальнейшем увеличении бора пик
при температуре 1025 К резко уменьшался и при 4% (ат.) стано-
вился слабо различимым. Следует также отметить, что магниты с
более низкой температурой отжига имели лучшую квадратичность
петли гистерезиса, что способствовало повышению максимально-
го энергетического произведения, температурной и временной
стабильности.

Основные закономерности, обнаруженные при исследовании
влияния добавок бора на свойства и фазовый состав магнитов из
сплава Nd15 6Fe77Tij 4В6 (уменьшение содержания титана в кристал-
лической решетке магнитной фазы Nd2Fel4B, изменение средних
значений ширины линии поглощения и эффективного магнитно-
го поля на ядрах атомов железа мессбауэровского спектра, увели-
чение остаточной магнитной индукции, увеличение содержания
боридов, сначала на основе титана, затем фазы Ndj tFe4B4, умень-
шение температуры низкотемпературного отжига), являются ха-
рактерными также и для сплавов типа NdK5nDy03Fe^Ti0>5_1)5B5_8.
При этом в качестве добавки могут быть использованы углерод, а
также богатые бором или углеродом соединения. К особенностям
сплавов с большим содержанием неодима и диспрозия можно от-
нести более низкие (675—575 К при большем и 957 К при мень-
шем количестве добавки) температуры оптимального отжига и
меньшую зависимость коэрцитивной силы от содержания добавки
бора. Можно предположить, что увеличение содержания бора в
магните приводит к увеличению фазы л1, обогащенной неодимом
с кубической структурой кристаллической решетки (fee), по срав-
нению .с аналогичной фазой (л2) с гексагональной структурой
(hep) [20].

Увеличение оптимальной температуры термообработки с 775—
875 до 975—1100 К при уменьшении содержания бора в сплаве
233
наблюдали и на магнитах, легированных ниобием, ванадием и бе-
риллием.

Однако чаще используют смеси порошков сплавов с различ-
ным содержанием редкоземельных элементов. При этом одной из
главных целей является создание градиента локальной коэрцитив-
ности по объему зерна за счет неравномерного распределения та-
ких элементов, как диспрозий или тербий, имеющих более высо-
кие (соответственно в два и три раза) значения магнитных полей
анизотропии по сравнению с неодимом. Большая концентрация
таких элементов, как диспрозий и тербий, вблизи границ зерен
обеспечивает повышенную сопротивляемость материала локаль-
ным размагничивающим полям, величина которых выше вблизи
границ зерен, особенно в местах их тройного стыка. В качестве та-
ких добавок используют чаще всего оксиды диспрозия и тербия,
соединения типа DyFe2, DyAl2 и другие [21, 22]. Однако высокое
содержание редкоземельного элемента в добавках приводит к по-
вышенному их окислению, что способствует уменьшению другого
важного параметра магнитов — остаточной магнитной индукции
и, как следствие, падению максимального энергетического про-
изведения.

Одним из путей преодоления указанного недостатка, а имен-
но уменьшения окисления богатых редкоземельным элементом
добавок, а также получения мелкодисперсных порошков, являет-
ся метод высокоскоростного затвердевания расплава. Наша прак-
тика использования быстрозакаленных порошков составов
(Tb,Dy)3O35 (Fe,Co,Al,Ga,Be,Sc,Sn,Cu)70_65 показала, что наряду с
увеличением коэрцитивной силы по намагниченности, ответствен-
ной за температурную и временную стабильность, удается в ряде
случаев увеличить на 5—10% остаточную магнитную индукцию и
максимальное энергетическое произведение, которые в конечном
итоге определяют массо-габаритные параметры магнитных систем
и устройств, в состав которых они входят. В качестве примера рас-
смотрим данные по использованию быстрозакаленных добавок ТЬ-
А1 и Dy-Fe-B применительно к спеченным магнитам соответственно
с высокими остаточной магнитной индукцией (1,31 Т) и коэрци-
тивной силой по намагниченности (2560 А/м).

Образцы магнитов с повышенной магнитной индукцией из-
готавливали из смеси двух сплавов: 99,45% (по массе) NdFeCoB и
0,55% (по массе) ТЬА12 с результирующим химическим составом,
234
__________________________________________Магнитные материалы
% (по массе): 32,4 Nd; 0,4 Tb:Feocr; 1,9 Со; 0,15 Al; 1,1 В — магнит
типа Л и из сплава, % (по массе): 33 Nd; Fe^; 0,75 Ti; 0,1 Al; 1,15 В
— магнит типа В (контрольный). Полученные порошковые смеси
размером 3—5 мкм прессовали в поперечном магнитном поле до
1200 кА/м с последующим спеканием в вакууме при температурах
1355 (магнит А) и 1410 К (магнит В) в течение 3,6 кс. Магниты
термообрабатывали в интервале температур 475— 1175 К в течение
3,6 кс. При температурах 675—725 К длительность выдержки со-
ставляла 108 кс.

Магнитные измерения магнитов в форме дисков диаметром
24 мм и высотой 5—10 мм осуществляли в замкнутой магнитной
цепи с помощью гистериографа. Для исследования химического
состава отдельных фаз использовался локальный рентгеноспект-
ральный анализ (ЛРСА). Однородность распределения химических
элементов в магнитах исследовали с помощью электронного мик-
роскопа “CamScan” с детектором для отраженных электронов при
увеличении х800.

На рис. 4.1 и в табл. 4.9 и 4.10 представлены соответственно
типичные мессбауэровские спектры магнитов А и В, полученные
при комнатной температуре, и значения параметров компонент
спектров основной магнитной фазы Nd2Fe14B (Ф). Следует обра-
тить внимание на существенные различия (более чем на 23%) в
значениях химических (изомерных) сдвигов (6) для состояний 8/,
магнитов типа А по сравнению с 6 магнитов типа В, что свиде-
тельствует о значительном изменении валентного состояния мес-
сбауэровских атомов для магнитов NdTbFeCoAlB. На это указыва-
ют “размытость” спектра магнита типа А и разница в значениях
ширин линий (G) магнитов типа Л и В (см. на рис. 4.1, а, б).

На рис. 4.1 также представлены графики зависимостей коэр-
цитивной силы по намагниченности (Д) (в) спеченного магнита
типа А от параметров термической обработки. Как видно, един-
ственному максимуму Я соответствует температура термообработки
775 К. При этом Д резко падает, как при более высоких (более
825 К), так и при более низких (менее 725 К) температурах. Ход
зависимости Д от температуры отжига в области низких темпера-
тур (ниже 500 К) существенно зависит от предыстории образцов.

Исследование однородности распределения химических эле-
ментов по поверхности, перпендикулярной текстуре магнитов типа
А, показало, что кобальт и алюминий распределены достаточно
Эффект, %	Скорость, мм/с

О ЙМШМ|ЫиЬ	Т ..- u.UA.UhL

-10	-6-2	2	6	10

TfK

Рис. 4.1. Мессбауэровские спектры магнитов Я (а) и В (6);

графики зависимостей flc (в) магнитов типа (Я) от последовательно уве-
личивающихся по температуре (от 450 до 1175 К), низкотемпературных
отжигов из различных исходных состояний:

1 - 775 К, 3,6 кс; 2 - 925 К, 3,6 кс; 3 - 925 К, 3,6 кс + 675 К, 36 кс

однородно, в противоположность неодиму и тербию, концентра-
ция которых у границ зерен основной магнитной Nd2Fe14B (Ф)-
фазы выше. Из результатов ЛРСА следует, что основная маг-
нитотвердая фаза Nd2Fel4B (Ф) содержит, % (по массе): 26,8 Nd,
0,39 Tb, 0,14 А1, 1,8 Со, 0,99 В, Fe ост. Кроме основной фазы,
содержатся Nd-богатые фазы (эвтектики) с содержанием 70—95%
_________________________________________Магнитные материалы
(по массе) Nd, 4—29% (по массе) Fe с незначительным по срав-
нению с основной фазой содержанием Tb, Со, А1.

Для обеих групп магнитов, особенно для магнитов типа В,
максимальному tHc соответствует максимальная ширина линии (G).
На основе математической обработки мессбауэровского спектра
определен фазовый состав магнитов типа А: 94,1 ± 2,2% (ат.) Ф,
2,1 ± 0,3% (ат.) Z, 3,8± 0,5% (ат.) Nd. Предполагается, что леги-
рующие элементы А1 и Со занимают позиции атомов железа в
решетке Ф-фазы преимущественно в позициях 8/2и 16£2, соответ-
ственно.

Таблица 4.9.

Значения параметров компонент мессбауэровских сиектров основной
магнитной фазы Nd2Fe14B в магнитах на основе Nd-Fe-B

Параметры	Позиция атома Fe	Номера и типы магнитов				
		NdTbFeCoAlB (А)			NdFeTiB (В)	
		1	2	3	4	5
	16^	-0,06	-0,07	-0,07	-0,07	-0,07
	16/с2	-0,09	-0,10	-0,10	-0,11	-0,11
8, мм/с	8/1	-0,13	-0,13	-0,13	-0,17	-0,17
	8/2	0,08	0,08	0,07	0,07	0,07
	4е	0,09	0,05	0,06	0,06	0,07
	4с	-0,14	-0,16	-0,15	-0,14	-0,16
	16*1	27,89	27,85	27,84	28,25	28,17
	16fc2	29,80	29,75	29,79	30,26	30,11
#эфф> Т	8Л	25,23	25,28	25,24	25,90	25,70
	8/2	33,88	33,67	33,91	34,23	34,14
	4е	24,65	24,69	24,87	25,38	25,30
	4с	30,98	31,05	31,03	30,67	30,93
	16^	0,21	0,22	0,22	0,23	0,22
	16^	0,18	0,17	0,18	0,11	0,12
Д£о, мм/с	8/1	0,11	0,06	0,08	0,06	0,08
	8/2	0,60	0,62	0,63	0,64	0,65
	4е	0,17	0,19	0,18	0,12	0,14
	4с	0,15	0,08	0,16	0,20	0,20

Сопоставление данных, полученных с помощью ЛРСА и мес-
сбауэровской спектроскопии, показывает, что кроме основной
магнитной фазы, включающей в себя большую часть легирующих
элементов (Tb, А1, Со), содержатся фаза, обогащенная неодимом
и эвтектика на основе этой фазы nZ-фазы (Ndj 1Fe4B4). Отсутствие
фазы Лавеса типа P3M(Fe,Co,Al)2, которая стабилизируется ко-
бальтом, алюминием и тербием, можно объяснить незначитель-
ным содержанием легирующих элементов, предпочтительно рас-
положенных в Ф-фазе. Не наблюдается также и падения Лс, свя-
занного с появлением фазы Лавеса. Росту Лс и технологичности
сплава при выбранном содержании легирующих элементов спо-
собствует увеличение поля анизотропии при замещении атомами
ТЬ атомов Nd и атомами А1 атомов Fe в позиции 8/2 в решетке Ф-
фазы, а также уменьшение окисляемости порошков сплава А в
процессе изготовления магнитов при легировании кобальтом.

Таблица 4.10.

Значения ширин линий поглощения компонент мессбауэровских спектров
основной магнитной фазы Nd2FeI4B и коэрцитивной силы по
намагниченности магнитов типа А и В после различных термообработок

Пара-  метры	Позиция атома Fe	Номера, типы магнитов и режимы термообработки				
		NdTbFeCoAlB (А)			NdFeTiB (В)	
		1  775 К, 3,6 кс	2 925 К, 3,6 кс	3  925 К, 3,6 с + 675 К, 36 кс	4 1025 К, 3,6 кс	5  1025 К, 3,6 кс + 725 К, 3,6  КС
	16^	0,430	0,422	0,410	0,403	0,370
	16£2	0,431	0,426	0,411	0,402	0,368
G, мм/с	8/1	0,433	0,426	0,419	0,397	0,374
	#2	0,427	0,417	0,408	0,382	0,346
	4е	0,431	0,423	0,412	0,402	0,368
	4с	0,430	0,421	0,410	0,397	0,361
,ЯГ, кА/м		1060	770	640	960	472

Корреляцию между максимальными значениями Д и G мож-
но объяснить перераспределением напряжений между граничны-
ми фазами, ответственными за формирование высококоэрцитив-
ного состояния, и основной магнитной фазой, которая в данном
случае является как бы индикатором состояния граничны# фаз.
Одной из вероятных причин этого может явиться перераспределе-
ние бора между основной и граничными фазами.

Высококоэрцитивные магниты изготавливали из смеси по-
рошков двух сплавов DyFeB и NdDyFeCoMoAlB с результирую-
238
щим химическим составом — Nd12 2Dy3Fe67Co4 5Mo3 4А10 8В9 j (маг-
нит Q и сплава Nd17Fe75B8 (магнит Ь — контрольный). После тон-
кого помола до фракции ~ 3—5 мкм порошки прессовали в про-
дольном магнитном поле до 1200 кА/м с последующим спеканием
в вакууме при температурах 1410 К (магнит Q и 1355 К (магнит
D) в течение 3,6 кс. Спеченные образцы термообрабатывали в ин-
тервале температур 575—1175 К.

Исследование влияния последовательно уменьшающихся (че-
рез 50 К в интервале температур 1175—875 К и 775—575 К, через
10 К — 875—775 К) температур термообработок длительностью
3,6 кс на коэрцитивную силу по намагниченности (Лс) магнитов
типа С показало, что температуры, соответствующие максимуму и
минимуму Лс, равны 810 и 850 К.

На рис. 4.2 представлены графики зависимостей Лс магнитов
типа С от последовательно изменяющейся температуры термооб-
работки длительностью 3,6 кс при каждой температуре из различ-
ных исходных состояний, соответствующих максимуму (7) и ми-
нимуму (2) Лс. Как видно из рис. 4.2, существенное различие на-
блюдается лишь в интервале температур термообработок 475—810
К. При последовательном увеличении температуры термообработ-
ки из состояний 1 (кривая а) и 2 (кривая Ъ) и уменьшении — из
состояния 7 (кривая с) до значения 775 К происходит выравнива-
ние значений Лс (2160 кА/м). Значения Яс для кривых а и b не
изменяются до 810 К с последующим резким падением до 1360
кА/м при температуре 850 К. Уменьшение температуры термооб-
работки для образца с до 750 К приводит к падению Лс, однако
при последующем увеличении температуры термообработки зави-
симость {Лс от температуры термообработки совпадает с образца-
ми а и Ь. При увеличении температуры термообработки для образца
d ход зависимостей Нс от температуры термообработки совпадает
с образцами а—с, а именно, после резкого спада Лс при 850 К
наблюдается незначительный подъем при 925 К с последующим
падением гЛс при 1075 К и ростом при 1175 К.

В табл. 4.11 представлены данные по фазовому составу, пара-
метрам мессбауэровского спектра и коэрцитивной силе по намаг-
ниченности в зависимости от предыстории магнитов и термичес-
кой обработки. Как видно из этой таблицы, величина {ЛС суще-
ственно зависит от предыстории (предыдущих термических обра-
боток) магнитов. Так магниты 7—5 подверглись одной и той же
239
Рис. 4.2. Зависимость Д магнита Сот температуры термообработки

Таблицами.

Данные по фазовому составу, параметрам мессбауэровского спектра,
а также коэрцитивной силе по намагниченности в зависимости
от температуры термообработки и предыстории магнитов NdDyFeCoMoAlB

№	Фазовый состав, % (ат.)							Свойства магнитов			
	Ф	MoFeB	NdFC	DF-2	MoF2	a-Fe	Y-Fe	<н3>	<G>	T, К	Яс, кЭ
1	89,58	4,43	3,46	1,48	0,76	0,13	0,16	28,43	0,435	810	32,0
2	90,50	4,14	2,81	1,76	0,72	0,07	0,00	28,33	0,462	810	27,0
3	90,50	4,08	3,05	1,34	0,96	0,06	0,01	28,51	0,437	810	27,0
4	90,48	3,95	3,88	0,96	0,63	0,10	0,00	28,61	0,431	810	21,0
5	90,92	3,81	3,56	0,78	0,71	0,14	0,08	28,64	0,444	810	23,4
6	91,55	3,82	2,60	1,08	0,72	0,12	0,11	28,39	0,455	850	17,0
7	90,67	3,86	2,65	1,45	0,80	0,53	0,04	28,33	0,454	850	17,0
8	91,92	3,26	2,67	1,26	0,70	0,19	0,00	28,42	0,437	925	19,0
9	90,64	3,71	3,35	1,59	0,57	0,10	0,04	28,48	0,441	925	19,0
10	89,77	4,12	3,70	1,44	0,85	0,06	0,06	28,42	0,422	1075	19,0
11	90,17	4,06	3,46	1,31	0,84	0,06	0,10	28,56	0,433	1075	16,4
12	90,57	3,94	2,90	1,69	0,76	0,10	0,04	28,42	0,453	1175	19,0
13	91,57	3,56	3,11	0,83	0,80	0,10	0,03	28,62	0,467	750	15,2
14	90,42	3,82	3,96	1,20	0,50	0,10	0,00	28,55	0,452	625	15,6
15	90,44	4,06	3,55	1,17	0,68	0,10	0,00	28,67	0,430	625	14,2
16	90,37	3,87	3,45	1,25	0,54	0,42	0,10	28,59	0,471	625	12,0

термической обработке (810 К), однако имеют существенно различ-
ную коэрцитивную силу по намагниченности. Понижение Д. для
магнитов 2, 3 и особенно 4, 5 связано с процессами происходящи-
ми в магнитах при температурах ниже 810 К, при этом более суще-
ственное падение наблюдалось с увеличением длительности выдер-
жки при этих температурах. Наименьшие значения гБс (960 кА/м)
240
_________________________________________Магнитные материалы
получены после многоступенчатой термической обработки: 750 К
(14,4 кс) + 850 К (3,6 кс) + 625 К (36 кс).

Анализ изменения фазового состава в зависимости от термо-
обработок указывает на то, что наиболее чувствительными фазами
являются основная магнитотвердая фаза типа 7?2(Fe,Af)14B и борид
на основе молибдена и железа. Максимуму коэрцитивной силы по
намагниченности (магнит 7) соответствует минимальное содер-
жание Ф-фазы и максимальное содержание борида. Для образца с
минимальной Д. (магнит 16) — обратное соотношение (табл. 4.11).

Более детальное исследование взаимосвязи параметров месс-
бауэровского спектра и коэрцитивной силы провели на магнитах
состава С (7 и 16) и базового состава (7)).

В табл. 4.12 и на рис. 4.3 представлены данные по параметрам
мессбауэровских спектров для магнитов типа С (7 и 16) и 7). Как
видно из таблицы, магниты типа Си D существенно различаются
по параметрам, так, например, магниты типа С имеют существенно
меньшие значения и большие G. Хотя и меньшие, различия
наблюдаются и между магнитами 7 и 16, особенно это касается
позиций 16ATj и \6к2 (по параметру б).

Эффект, %

Эффект, %

Рис. 4.3. Мессбауэровские
спектры магнитов:
Nd17Fe75B8 — магнит типа 7);
NdDyFeCoMoAlB — магнит
1 .Н= 32 кЭ;

NdDyFeCoMoAlB магнит
типа 16 Н= 12кЭ

I с

-10	-6-2	2	6	10

Скорость, мм/с
Таблицами.

Данные по фазовому составу, параметрам мессбауэроского спектра,
а также коэрцитивной силе по намагниченности в зависимости
от температуры термообработки и предыстории магнитов
NdDyFeCoMoAlB

№	Параметры спектра	Позиции атомов железа					
		16*!	16Л2	8ji	8J2	4е	4с
	6	-0,07	-0,11	-0,18	0,08	0,08	-0,16
	£эфф	28,69	30,57	26,44	34,57	26,15	31,15
D		(0,03)*	(0,04)	(0,06)	(0,06)	(0,11)	(0,18)
	Д£@	0,24	0,10	0,07	0,65	0,10	0,24
	G	0,340	0,342	0,345	0,321	0,347	0,337
		(0,011)	(0,011)	(0,014)	(0,013)	(0,017)	(0,012)
	8	-0,09	-0,09	-0,17	0,06	0,04	-0,16
	-^эфф	27,21	29,30	24,21	33,29	23,96	30,24
1		(0,06)	(0,24)	(0,13)	(0,19)	(0,23)	(0,10)
	Д£@	0,18	0,23	0,09	0,62	0,16	0,10
	G	0,495	0,491	0,490	0,484	0,490	0,489
		(0,017)	(0,017)	(0,020)	(0,020)	(0,021)	(0,017)
	8	-0,08	-0,10	-0,16	0,08	0,05	-0,10
	^эфф	2730	29,27	24,33	33,36	23,66	30,84
16		(0.06)	(0,07)	(0,15)	(0,15)	(0,16)	(0,24)
	Д£@	0,19	0,25	0,12	0,61	0,28	0,01
	G	0,479	0,476	0,486	0,484	0,480	0,480
		(0,018)	(0,018)	(0,021)	(0,021)	(0,022)	(0,019)

Примечание.

1.	8, мм/с — изомерный (химический) сдвиг; Тл— эффективное
магнитное поле на ядрах атомов железа; ДЕ& мм/с — квадрупольное рас-
щепление; G, мм/с— ширина линии поглощения.

2.	Значения изомерных сдвигов 8 представлены относительно центра
тяжести спектра a-Fe.

* Абсолютная погрешность при доверительной вероятности 0,95.

Анализ данных магнитных измерений, мессбауэровских спек-
тров, по микроструктуре, микротвердости и доменной структуре
позволяет полагать, что для высококоэрцитивных магнитов, обо-
гащенных бором (особенности формирования высококоэрцитивно-
го состояния для сплавов, обедненных бором, рассмотрены выше
для магнитов типа NdFeBTi), для объяснения зависимости iHc от
температуры термообработки следует учитывать ряд факторов. В ре-
зультате понижения температуры термообработки от 1175 до 575 К
происходит уменьшение растворимости в Ф-фазе таких элемен-
242
___________________________________________Магнитные материалы
тов, как молибден и алюминий. Это снижает поле анизотропии Ф-
фазы и, как следствие, величину iHc. Охлаждение магнитов от тем-
пературы, большей или равной температуре эвтектики (850 К),
способствует образованию неровной (игольчатой) структуры гра-
ниц зерен и увеличению количества Ф-фазы и, соответственно,
снижению количества граничных фаз, ответственных за магнит-
ную изоляцию зерен основной магнитотвердой фазы (Ф-фазы). Это
также способствует снижению iHc. К негативным факторам следует
отнести термическую обработку при 750 К (745—795 К), при кото-
рой происходит изменение как количества, так и структуры ряда
граничных фаз, в первую очередь боридных фаз на основе молиб-
дена. Эти изменения необратимы вплоть до температур 900 К. Их
устранение достигается лишь после предварительной термообра-
ботки при 1075—1175 К перед оптимальной термообработкой при
810 К.

Падение Нс при 625 К (575—725 К), видимо, можно связать с
напряжениями, возникающими при распаде Ф-фазы, на что ука-
зывают данные фазового анализа (уменьшение количества Ф-фазы),
магнитных измерений (падение Вг и Д), исследования микро-
структуры, доменной структуры и микротвердости. Однако в отли-
чие от температурного диапазона 745—795 К последующая термо-
обработка при оптимальной температуре (810 К) не только устра-
няет негативное влияние термообработки при 575—725 К, но, на-
против, приводит даже к некоторому дополнительному увеличе-
нию Нс.

Такой эффект, а именно увеличение Д, если оптимальной
температуре термообработки предшедствует обработка при 625—
725 К в течение 3,6—36 кс, наблюдался нами и для ряда других
сплавов. Так, для постоянных магнитов типа NdDyTbFeCoMoB до-
полнительная обработка при 675—725 К после оптимальной (775 К)
снижала Д, однако при последующей термообработке при 775 К в
течение 3,6 кс происходило не только восстановление, но и до-
полнительное увеличение Д на 240—280 кА/м.

Таким образом, комплексный учет различных факторов по-
зволяет объяснить характер изменения Д после различных термо-
обработок.Так, для достижения максимальных значений Д необ-
ходима многоступенчатая термообработка: 1175—1075 К (4—12 кс)
+625-725 К (3,6-36 кс) + 810 К (3,6 кс) (см. образец № 1). Су-
щественное снижение Д достигается при термообработке: 750 К
243
(7,2-14,4 кс) + 850 К (3,6 кс) + 625 К (36 кс) (образец №16). При
этом циклическое изменение Нс от максимальных до минималь-
ных значений и наоборот с помощью указанных выше термообра-
боток (нами было осуществлено более 20 циклов) показало прак-
тически полную воспроизводимость результатов по магнитным
свойствам.

Положительные результаты были получены и при использо-
вании ультрадисперсных порошков на основе сплава железа и ко-
бальта с добавками меди и алюминия, полученных обработкой в
плазме, содержащей водород. Это связано с тем, что сплавы обо-
гащенные бором, более хрупкие, что упрощает процесс измельче-
ния, однако при этом уменьшается остаточная магнитная индук-
ция из-за уменьшения количества основной магнитной фазы. До-
бавки железообогащенных порошков увеличивают остаточную
магнитную индукцию при сохранении технологичности базового
сплава.

Быстрозакаленные порошки на основе сплава алюминия с
такими добавками, как медь, олово, бериллий, цинк, галлий и
др., оказались весьма эффективными для повышения коэрцитив-
ной силы по намагниченности базового сплава обедненного ред-
коземельными элементами, особенно для случая одновременного
легирования оксидами и фторидами диспрозия и тербия.

Таким образом, использование метода ВЗР дает возможность
создавать конкурентную продукцию на рынке постоянных магни-
тов на базе сплавов редкоземельных металлов с металлами группы
железа. При этом наибольшая эффективность достигается при ис-
пользовании микрокристаллических порошков для магнитоплас-
тов, горячедеформируемых анизотропных магнитов, предназначен-
ных для ответственных изделий, а также в качестве порошковых
добавок при использовании традиционной порошковой металлур-
гии.

Применение

Одним из основных потребителей постоянных магнитов яв-
ляется автомобильная промышленность. Особое место при этом
отводится магнитопластам на основе быстрозакаленных порошков
благодаря их технологическим преимуществам: возможности про-
__________________________________________Магнитные материалы
изводить изделия уникальной формы с нетрадиционным распре-
делением намагниченности и жесткими допусками.

Использование более совершенных магнитов в автомобилях
позволяет наряду с другими техническими решениями уменьшать
массу транспортных средств, повышать комфортабельность, безо-
пасность и надежность.

Применение разработанных в ОАО НПО “Композит” магни-
топластов на основе соединения NdFeB вместо магнитотвердых
ферритов в электробензонасосах для автомобилей позволило су-
щественно уменьшить их габариты (диаметр 45 мм, длина 145 мм)
при высокой производительности (130 л/ч).

Магниты и магнитные системы с использованием магнитов
типа Nd-Fe-B нашли применение в насосах и мешалках для хими-
чески активных, ядовитых и взрывоопасных жидкостей, малогаба-
ритных вибраторах, в частности для использования в слуховых
аппаратах с костным звукопроведением, в высокоэффективных
сепараторах для цветных, редких и благородных металлов, в уст-
ройствах по магнитной обработке нефти на буровых установках, в
приборах для магнитной терапии, различных бытовых устройствах.

Во всех приведенных примерах не только достигается умень-
шение массы и габаритов устройств, но и реализуются новые воз-
можности.

По оценкам ряда авторов, см., например, работу [23], миро-
вой объем продаж магнитов увеличится за 10 лет с 1994 по 2004 г.
в 12,6 раза для магнитопластов, в 5,3 раза для спеченных магнитов
типа Nd-Fe-B, в 2 раза для магнитотвердых ферритов, в 1,2 раза
для сплавов типа ЮНДК.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1.	Вонсовский С.В. Магнетизм - М.: Наука, 1971.- 853 с.

2.	Croat J.J.//J. Appl. Phys.1982. № 4. Р. 3161.

3.	European patent 0 101 552.

4.	European patent 0 108 474.

5.	TenaudPh., Lemaire H., Vial F. // J. Magnet, and Magnet. Materials. 1991.
V. 101. P. 328.

6.	Nishio T., Kasai Y. // Gorham advanced materials conference: “Polymer
bonded magnets-96”. Atlanta. April 22-24.1996. P. 10.

7.	FangJ.S., Chin T.S., Chin S.K // Proc. 14 International workshop on rare
earth magnets and their applications. San Paulo. Brasil. 1996.P. 118.

8.	European patent 0 264 153.

9.	Лукин А.А., Дормидонтов А.Г., Егоров C.M. Перспективные материалы
для постоянных магнитов. Обзор. Сер. 8.М.: Поиск. 1992. С. 100.

10.	Глебов В.А., Нефедов В. С., Иванов С.И., Шингарев Э.Н. // Металлы.
1996. №1. С. 114.

11.	Савченко А. Г., Менушенков В.П., ЛилеевА.С. // Металлы. 1996. № 1.
С. 108.

12.	Onodera Н, Yamaguchi Y., Yamamoto Н, Sagawa М., Matsuura Y., Yamamoto
Hitoshi.// J. Magnet, and Magnet. Materials. 1984. V. 46. P. 151.

13.	Matsui M., Doi M., Shimizu Т.Ц IEEE Trans. Magn. 1987. V. MAG-23. P.
3113.

14.	Doi M., Morrish A.H., Zhou X.Z. // J. Appl. Phys. 1988. V. 63. P. 3722.

15.	Harada T., Kuji T., Fukuoka K, Syono Т.Ц J. Mater. Science Lett. 1992.
V. 11. P. 1072.

16.	Hughes M.E. // Gorham advanced materials conference: “Polymer bonded
magnets-96”. Atlanta. April. 22-24.1996. P16.

17.	Honkura Y. // Gorham advanced materials conference:“Polymer bonded
magnet-96”.Atlanta. April 22-24.1996. P 25.

18.	Лукин А. А., Матвеенков А.П., Дормидонтов А.Г., Шаморикова Е.Б.,
Скуратовский Ю.Е., Логачев А.В. // Ракетная техника. Серия 8. Вып. 3.1990.
С. 73.

Лукин А.А., МатвеенковА.П., Шаморикова Е.Б., БеловА.В. // Ракет-
ная техника. Сер. 8. Вып. 3.1990. С. 79.

20.	Fidler L, Knoch KG. //Y Magnet, and Magnet. Materials. 1989. V. 80. P. 48.

21.	European patent 0 251 871.

22.	Лукин A.A. // Металлы. 1996. № 2. С. 131.

23.	Hart W.G. // Gorham advanced materials conference: Polymer bonded
magnets-96. Atlanta. April 224.1996. P. 48.
Глава 5. ТЕХНОЛОГИЯ ПРОИЗВОДСТВА ТОНКИХ
ВОЛОКОН

5.1. Методы получения тонких металлических волокон

Металлические волокна и изделия из них выполняют множе-
ство функций и позволяют добиться экономии энергии и матери-
алов, поэтому их потребление постоянно растет. Так, в 1997 г. ожи-
далось увеличение потребности в металлических волокнах диамет-
ром 2+30 мкм на 15+20 % по сравнению с 1996 г. [1]. Основные
способы получения металлических нитей можно разбить на три
группы: 1) способы вытяжки (методы обработки металлов давле-
нием); 2) способы обработки металлов резанием (токарная обра-
ботка); 3) формирование волокна из расплава (литейные методы).

Волочильные методы получения тонких волокон

Процессы волочения, применяемые в производстве проволо-
ки, являются также основными способами изготовления металли-
ческих волокон. Различают два способа получения металлических
нитей методом волочения: одинарное волочение и волочение пуч-
ка проволок.

При волочении одинарной нити за счет пропускания заго-
товки через отверстие с диаметром несколько меньшим диаметра
обрабатываемой заготовки и вытягивания этой заготовки после
выхода из отверстия фильеры постепенно уменьшают диаметр по-
лучаемой нити. Одинарным волочением получают нити нержавею-
щей стали диаметром 20 мкм, стальное волокно для шинного кор-
да диаметром 150—380 мкм, волокно алюминия, вольфрама, мо-
либдена и меди диаметром 5—30 мкм.

При очень значительном уменьшении диаметра проволоки в
процессе волочения возникают напряжения, превышающие пре-
дел прочности, и волокно разрушается. Поэтому необходимо мно-
гократное повторение операции вытяжки при малых диаметрах
волокон (менее 80—130 мкм), что приводит к резкому снижению
производительности. Необходимо также большое количество опе-
Глава 5
раций промежуточного отжига, и в результате получается дорогое
волокно. Кроме того, для волочения нужны твердосплавные или
алмазные фильеры. Получение более тонкого волокна требует по-
вышения точности изготовления фильер, что бывает затруднительно.
Кроме того, повышается вероятность разрушения нити из-за на-
личия включений и дефектов заготовки.

Модификации процесса волочения позволяют одновременно
вытягивать несколько волокон (волочение пучка проволок), сое-
динять в пучок много исходных металлических волокон, охваты-
вая эти волокна оберточным материалом. Затем пучок протягива-
ют волочением до нужного диаметра, после чего снова охватыва-
ют такой пучок оберточным материалом и снова проводят волоче-
ние. При этом одновременно со значительным уменьшением чис-
ла операций волочения предотвращают легко возникающие раз-
рывы нитей. Для предотвращения слипания проволочных загото-
вок во время волочения их покрывают медью или же охватывают
оберточным материалом, в качестве которого используют средне-
углеродистую сталь, обладающую такой же склонностью к накле-
пу, как и нержавеющая сталь. Материалы для покрытий или обер-
точные материалы удаляют последующим травлением. Волочение
пучка проволок позволяет получать непрерывные волокна с экви-
валентным диаметром 10 мкм. Из тугоплавких металлов, например
из ниобия и тантала, этим способом были получены волокна суб-
микронных размеров (менее 1 мкм). Метод волочения пучка при-
меняют для изготовления волокон из различных металлов и спла-
вов, в том числе сплавов железа и нержавеющих сталей, никеле-
вых и кобальтовых жаропрочных сплавов, титана и его сплавов,
тугоплавких металлов (тантала, ниобия), драгоценных металлов
(серебра, золота, платины). При таком способе волочения получа-
ют длинное волокно из нержавеющей стали трубообразной формы
из собранных воедино многочисленных нитей. Волокна имеют пре-
дел прочности 150004-2500 МПа, относительное удлинение 1—2 %.
Ограничением метода является сложность подбора оберточного ма-
териала, разделяющего отдельные волокна в процессе вытяжки.
Материал матрицы должен удовлетворять нескольким специфи-
ческим требованиям.

Во-первых, он должен сам подвергаться вытяжке, обеспечивая
пластическое течение, позволяющее получать однородные волокна.

Во-вторых, материал матрицы должен отделяться от волокон
под действием химических, механических или термических воз-
действий, не ухудшая при этом их свойств.

На возможность производства качественных металлических
нитей волочением решающее влияние оказывают следующие фак-
торы: оптимальный выбор волокна; коэффициент уменьшения пло-

щади сечения заготовок при каждом пропуске волочением; мате-
риал фильер и их форма; смазочные средства и скорости волоче-
ния. Кроме того, исходные материалы, например сталь, должны
быть максимально высокой чистоты, чтобы свойства волокон не
ухудшались из-за наличия непластичных включений. Влияние та-
ких включений на прочность волокон показано на рис. 5.1, на ко-

тором приведены данные для волокон на основе двух типов не-
ржавеющей стали серии 300 различной чистоты, подвергнутых
идентичной переработке. Длина волокон составляла 5,1 см, ско-
рость растяжения 0,5 см/мин [2]. Повышение чистоты нержавею-

щей стали резко увеличивает критическое характеристическое от-

ношение, при котором волокна имеют такие же свойства, как ис-

ходный материал.

Рис. 5.1. Зависимость разруша-
ющего напряжения при рас-
тяжении от Диаметра волокон
нержавеющей стали:

•— чистая сталь; О — сталь
с неметаллическими включе-
ниями

Методы получения металлических волокон резанием

К этой категории механических методов изготовления метал-
лических волокон относятся точение, строгание, резка фольги,
сверление и др. Указанные процессы основаны на переработке про-
катанных, кованых или литых металлических заготовок. В зависи-
мости от конкретной технологии можно получать волокна различ-
ной формы, длины и размера поперечного сечения. При этом тех-
нологический процесс значительно сокращается по сравнению со
способами волочения и снижается стоимость волокна. Методами
резания трудно получить ровные волокна с одинаковой формой
сечения по всей длине, подобные волокнам, полученным волоче-
нием, кроме того, он не позволяет изготавливать слишком тонкое
волокно (минимальный диаметр 70 мкм).

Для производства металлического волокна резанием исполь-
зуют обычный способ токарной обработки, позволяющий для ряда
материалов получать непрерывную сливную стружку. Метод при-
меним только к 4—6 типам обрабатываемых материалов, таких как
латунь, которые могут при обработке давать легко разрезаемую
стружку, причем поскольку слой материала, срезаемый в процес-
се обработки резанием, может разрезаться через такие интервалы,
которые отвечают требуемому шагу резания, то с использованием
данного метода можно организовать высокоэффективное произ-
водство стружки игольчатой формы, длина которой соответствует
глубине резания. Путем подбора подходящей формы режущей кром-
ки можно также наладить изготовление волокна необычной фор-
мы, например ступенчатой или волнообразной.

Наиболее широко распространенным способом является спо-
соб производства стальной ваты, которая является сырьем для из-
готовления металлических мочалок, применяемых в домашнем
хозяйстве, может также служить исходным сырьем для пористых
материалов. Стальной войлок вырезают с поверхности стальной
проволоки диаметром 3 мм, которую наматывают в несколько ря-
дов на пару горизонтально расположенных барабанов с направля-
ющими. К проволоке подводят резцы, которые на движущейся по-
верхности проволоки вырезают микроскопические горизонталь-
ные V-образные канавки, причем можно изготавливать волокно
диаметром 20—100 мкм путем регулировки давления прижатия и
шага V-образных канавок. Сечение волокна плоское или треуголь-
ное и необязательно каждое волокно оказывается длинным, но
при производстве такого волокна осуществляют намотку пучков
из нескольких десятков волокон. Этим методом невозможно устра-
нить разброс толщины волокна, поэтому он непригоден для изго-
товления пористых материалов, к которым предъявляются высо-
кие требования по точности изготовления. Волокна, полученные
этим методом имеют большую длину, и в тех случаях, когда требу-
ется короткое волокно, приходится производить его резку, что
чрезвычайно затруднительно, и, кроме того, невозможно добить-
ся идентичности размеров волокон по длине. Поэтому полученное
таким образом короткое волокно может быть использовано лишь в
крайне ограниченной области применения.
Указанные недостатки устранены в методе резания с направ-
ленной вибрацией. С использованием упругого инструмента созда-
ется направленная вибрация, и при каждом цикле направленной
вибрации изготавливается тонкое короткое волокно почти из всех
разновидностей материалов, которые могут подвергаться обработ-
ке резанием. Путем регулирования скорости резания и шага пода-
чи может быть задана толщина волокон, а длина волокон устанав-
ливается выбором глубины резания. В настоящее время может быть
получено волокно с размерами, устанавливаемыми в следующих
пределах: 20—500 мкм — приведенный диаметр, 0,5—300 мм —
длина. При использовании метода резания с направленной вибра-
цией можно непосредственно производить из материала, подвер-
гаемого резанию, от двух до девяти тысяч волокон в секунду (что
соответствует частоте направленной вибрации), поэтому стоимость
волокна снижается.

Метод разрезания фольги используют достаточно широко.
Получаемые волокна по свойствам близки к свойствам фольги. Один
их размер определяется толщиной фольги, а второй — способнос-
тью разрезного оборудования. Таким образом были получены во-
локна из железа, меди и стали с поперечным сечением имеющим
ширину 25—130 мкм и толщину 13—50 мкм (толщина фольги). По-
вышение производительности достигается разрезанием пакета из
нескольких листов фольги.

Сверление и строгание отличаются от разрезания фольги тем,
что в этих процессах материал (волокно) непрерывно снимается с
поверхности заготовки при помощи соответствующего режущего
инструмента. В этом случае форма поперечного сечения волокон
обусловлена профилем режущего инструмента, приближаясь к тре-
угольнику или клину, причем размер поперечного сечения опре-
деляется подачей инструмента [2].

Способы получения волокон из расплава

При получении волокна из расплава нет необходимости в
многочисленных переделах заготовки, кроме того, благодаря вы-
соким скоростям охлаждения получается материал со специфи-
ческими свойствами. Разработаны следующие методы получения
волокон с использованием конвективного охлаждения: литье струи
расплавленного металла во вращающийся слой воды и экструзия
расплава. Существует несколько разновидностей первого метода,
позволяющих получать волокна в микрокристаллическом и амор-
фном состоянии, а также осуществлять смотку волокна на катуш-
ку. В частности, фирма “UNITIKA LTD” (Япония) производит с
использованием этого метода аморфные волокна диаметром от 15
до 150 мкм и длиной не менее 300 м, с намоткой на катушку.
Выпускаются волокна марки “BOLFUR^” системы Co-Fe-Cr-Si-
В в качестве замены нержавеющих сталей и марки “SENCYTM”
систем Fe-Si-B и Co-Fe-Si-B, как магнитомягкий материал в ка-
честве замены пермаллоя.

Существуют три разновидности метода экструзии расплава:
процесс непосредственного затвердевания струи расплава в охлаж-
дающей среде; на поверхности расплавленной струи происходит
химическая реакция, приводящая к стабилизации струи до затвер-
девания металла; затвердевание расплава в оболочке из другого
материала, обычно стеклообразного (метод Улитовского—Тейло-
ра). Подробный обзор методов приведен в разд. 1.2.

Получение волокон экстракцией расплава

В настоящее время открывается перспектива промышленного
использования высокопроизводительных методов непосредствен-
ной разливки металла на охлаждаемую подложку (экстракция,
спиннингование, также рассмотренных ранее в разд. 1.2) для про-
изводства волокон и лент. Из сопоставления затрат на производ-
ство тонких волокон и лент различными методами следует, что
при использовании методов закалки расплава потери металла умень-
шаются в 6—7 раз, а экономия энергии составляет 80—150 %, так
как при этом исключается ряд промежуточных операций, необхо-
димых при изготовлении аналогичных волокон по традиционной
технологии, включающей получение слитков, ковку, горячую и
холодную обработку волочением или резание [3]. Помимо этого
закалка из жидкого состояния позволяет получать волокна из
материалов, вообще не поддающихся традиционным методам об-
работки.

Метод экстракции расплава привлекателен для получения
тонких волокон в силу следующих возможностей: 1) достижение
сверхвысоких скоростей охлаждения (до 106 К/с); 2) значитель-
ный диапазон толщин получаемой продукции (от 0,02—0,03 мм,
при использовании метода экстракции висящей капли расплава
(ЭВКР) и до 1,5—2 мм) при использовании экстракции расплава
из тигля; 3) разнообразие геометрических форм (порошки, части-
цы игольчатой, пластинчатой или чешуйчатой формы, непрерыв-
ное или мерное волокно, лента); 4) возможность применения ме-
тода к получению тугоплавких и химически активных материалов,
благодаря бестигельной плавке при использовании метода ЭВКР.

Охлаждение затвердевающего материала неравномерно по
толщине вследствие его ограниченной теплопроводности. Охлаж-
дение первых, самых близких к диску порций расплава, происхо-
дит с наибольшей скоростью. Следовательно, скорость охлажде-
ния можно увеличить за счет уменьшения толщины получаемой
продукции. Таким образом, задача получения тонких волокон не-
посредственно связывается с задачей получения высоких скорос-
тей охлаждения при затвердевании волокна и формирования од-
нородной структуры материала, обеспечивающей достижение вы-
соких физико-механических свойств. В процессе затвердевания ма-
териал находится между холодным диском и ванной расплава,
следовательно, его толщина будет зависеть от скорости вращения
диска и протяженности контакта диск—расплав (т.е. от времени
нахождения затвердевающего материала на диске под поверхнос-
тью расплава), от градиента температур, коэффициента теплопе-
редачи расплав—диск, теплофизических свойств расплава и мате-
риала диска, а также ряда других факторов.

Сокращения времени контакта диска с расплавом можно до-
биться путем увеличения скорости вращения диска [4]. Это дает
хорошие результаты, но до определенного предела. При увеличе-
нии скорости вращения диска возрастает его воздействие на рас-
плав, что вызывает колебания поверхности и нарушает стабиль-
ность процесса. Колебания расплава и соответствующие отрица-
тельные явления могут быть вызваны и другими факторами: пло-
хой балансировкой диска, шероховатостью поверхности и др. При
работе на воздухе или в защитной атмосфере при достаточно вы-
соких давлениях скорость вращения диска будет ограничиваться
из-за создаваемого им газового потока, который также воздействует
на расплав и охлаждает его.

С целью управления протяженностью диска с расплавом, го-
могенизации и поддержания требуемых температурных и гидроди-
намических режимов расплава, а также воздействия на кристалли-
зацию металла была разработана установка с использованием элек-
тромагнитных методов воздействия на жидкие металлы [5,6J. Сущ-
ность использованного метода заключается в наложении на рас-
плав и зону затвердевания электромагнитных полей. Нагрев метал-
ла в установке осуществляется по принципу индукционной ка-
нальной печи с циркуляцией металла через зону экстракции под
действием электромагнитных сил. Регулирование температуры ме-
талла и его уровня в зоне контакта с кристаллизатором осуществ-
лялось комбинированным способом — изменением параметров
электромагнитных систем установки и дозированием подачи ших-
товых материалов. Установка (рис. 5.2) состоит из ванны с индук-
ционной единицей емкостью 30 кг алюминия, рабочей зоны с
кристаллизатором, сборника продукции, шкафа и пульта управле-
ния, печи для приготовления и обработки расплава. Основной ча-
стью установки является магнитодинамический насос, в котором
осуществляется прямое преобразование энергии электромагнит-
ного поля в механическую энергию потока жидкого металла, пу-
тем взаимодействия рабочего тока с внешним магнитным полем.
Такая схема установки обеспечивает нагрев металла в металлопро-
воде и перегрев его до высоких температур, а также обеспечивает
интенсивное перемешивание и поддержание уровня расплава в
ванне. Подача расплава в установку из печи осуществляется электро-
магнитным методом в режиме дискретного дозирования или не-
прерывной подачи металла. Конструкция печи для приготовления
расплава позволяет осуществить ввод в сплав труднорастворимых
легирующих компонентов, рафинирование и термостатирование

Рис. 5.2. Установ-
ка для получения
волокон алюми-
ниевых сплавов
экстракцией рас-
плава в электро-
магнитном поле
Надо отметить, что по данным И.Н. Пашкова при скоростях
вращения диска более 20—30 м/с процесс становится нестабиль-
ным. Таким образом, получать волокно стабильной геометричес-
кой формы толщиной менее 80—70 мкм при использовании мето-
да экстракции расплава из тигля затруднительно. Аналогичные ре-
зультаты получены В.Н. Салтыковым, который показал, что мето-
дом экстракции расплава из тигля удается получить волокна со
средним условным диаметром 40 мкм и длиной 40 мм, при этом
коэффициент вариации размеров возрастает в 1,5—2 раза по срав-
нению с волокном диаметром 100 мкм. С целью подавления волно-
образования в расплаве предложен ряд способов, сущность кото-
рых заключается в использовании погруженных пластин или ем-
костей, а также воздействия на зону контакта диска с расплавом
газового потока [7].

Сокращение протяженности контакта диска с расплавом воз-
можно путем управления скоростью подачи расплава к диску, ко-
торая определяет динамическое равновесие между количеством
извлекаемого из ванны материала и количеством расплава, пода-
ваемого в зону затвердевания. При использовании экстракции рас-
плава из тигля для этой цели предложено использовать вытесни-
тель, погруженный в ванну с расплавом [8]. Авторами работы [9]
предлагается поместить диск-кристаллизатор на один из концов
двуплечего рычага; на другом конце расположен противовес, пе-
ремещая который по рычагу можно регулировать положение
диска относительно расплава.

Наиболее эффективно управлять подачей расплава к диску
можно при использовании метода ЭВКР, который получил ин-
тенсивное развитие в последнее время. При ЭВКР можно относи-
тельно легко уменьшить как поперечные, так и продольные размеры
области контакта расплава и диска и, таким образом, получать
тонкие нити толщиной 25—50 мкм. Для устойчивого ведения про-
цесса ЭВКР необходимо, чтобы скорость подачи прутка обеспечи-
вала подвод материала (тп) в зону диспергирования в количестве,
не превышающем количество отводимого материала в виде волок-
на, затвердевшего на рабочей кромке диска-кристаллизатора (/ив).
Если эти величины равны, то возможно получение непрерывного
волокна, если тп < т*, то будет получено дискретное волокно.
Если мощности, выделяемой нагревателем, достаточно для того,
чтобы расплавить материал, подаваемый в зону нагрева, при усло-
вии, что тп = тв, то образуется устойчивая капля расплава. Если в
ходе процесса мощность нагревателя уменьшить, то капля затвер-
деет. Увеличение мощности нагрева при постоянной скорости по-
дачи приводит к появлению пульсации капли. Сначала образуется
большая капля с шейкой на границе с твердым прутком, которая
опускается вниз и отрывается от прутка, если не успевает кос-
нуться диска. Если она касается диска до отрыва, то в зоне ее
контакта с диском начинается процесс экстракции волокна, объем
капли уменьшается и под действием сил поверхностного натяже-
ния капля подтягивается вверх к прутку. Процесс получения во-
локна прерывается, капля опять начинает увеличиваться в объе-
ме, и цикл повторяется. При постоянной скорости подачи матери-
ала, согласованной с мощностью нагревателя, площадь контакта
расплава с диском приблизительно постоянна и с уменьшением
скорости вращения диска увеличивается время контакта диска с
расплавом, при этом увеличивается толщина волокна и соответ-
ственно растет соотношение толщины волокна к его ширине. При
постоянной скорости вращения диска с увеличением скорости по-
дачи увеличивается длина волокна, площадь зоны контакта и, как
следствие, ширина и толщина волокна. Подбор оптимальных ре-
жимов ведения процесса позволяет получать достаточно тонкие
волокна эллипсоидальной формы.

По схеме ЭВКР был создан экспериментальный вариант ус-
тановки получения быстроохлажденных материалов (УПБМ) из
сплавов титана, в которой использовали электронно-лучевую пушку
ЭП 60/2,5 мощностью 2,5 кВт [10]. Применение электронно-луче-
вого нагрева обеспечивает плавление материала при его контакте
с диском-кристаллизатором без дополнительного подогрева рас-
плава и исключает его загрязнение. На установке проведены опыт-
ные режимы экстракции и получены волокна из сплавов титана
ВТ1-0, ВТЗ-1, ВТ6, ВТ16. Учитывая полученные результаты ис-
следований на экспериментальной установке в РИТЦ ПМ [11],
начаты разработка и проектирование опытно-промышленного обо-
рудования для получения быстроохлажденных материалов из тита-
новых сплавов. Установка УПБМ-2 состоит из следующих основ-
ных частей:

1	— рабочей камеры, имеющей в своем составе электронно-
лучевую пушку (ЭЛП), узлы привода и ориентации диска-крис-
таллизатора и подачи экстрагируемого стержня;
2	— волокнопровода с транспортером для очистки от воло-
кон в процессе экстракции;

3	— камеры приема волокна с узлом намотки волокна;

4	— пульта управления электронно-лучевой пушкой;

5	— пульта управления установкой.

Кроме этого, в состав установки входят пять высоковакуум-
ных систем, обеспечивающих проведение процесса в вакууме с
остаточным давлением порядка 10-2 Па, система водяного охлаж-
дения, а также аппаратура, обеспечивающая синхронизацию по-
лучения и сбора готового продукта, оценку поперечного сечения
готового продукта, дистанционное управление основными пара-
метрами технологического процесса и автоматическое управление
технологическим процессом.

Расположение диска-кристаллизатора относительно капли
расплавленного металла оказывает большое влияние на качество
получаемого волокна. Разрабатывается узел привода и ориентации
диска в пространстве рабочей камеры. Конструкция узла позволяет
посредством плавных регулировок оптимизировать положение ра-
бочей кромки диска-кристаллизатора относительно капли распла-
ва, определить предельные углы диспергирования и выявить вли-
яние утла диспергирования на морфологию и свойства получае-
мых материалов. При этом наилучшим образом используется рабо-
чее пространство камеры установки, что дает возможность прово-
дить различные эксперименты с размещением в рабочей камере
ранее не планировавшихся узлов, датчиков, контролирующих при-
боров и другого оборудования. Подбором углов диспергирования
задается траектория полета получаемых при различных скоростях
вращения диска волокон, что открывает возможность осуществ-
лять намотку волокна в процессе экстракции. Разрабатываемый узел
подачи экстрагируемого стержня обеспечивает его равномерную
подачу в зону диспергирования с вращением вокруг своей оси,
что гарантирует равномерность оплавления. Скорость подачи стер-
жня может регулироваться в диапазоне 7,5— 18,4 мм/мин. Узел по-
зволит использовать исходные прутки диаметром до 20 мм, дли-
ной до 500 мм. Между рабочей и приемной камерами установки
расположен волокнопровод, который обеспечивает отрывающе-
муся с высокой скоростью от диска волокну свободный полет для
его охлаждения до удара о стенки камеры приема. При этом в зави-
симости от высоты траектории, которая может отслеживаться по
вертикальному смотровому окну, расположенному в соединитель-
ном фланце, длина полета волокна составляет от 5,0 до 5,6 м. Во-
локнопровод оборудован двумя вакуумными затворами, отсекаю-
щими его от рабочей и приемной камер при открывании после-
дних. Вакуумирование волокнопровода осуществляется двумя ва-
куумными системами. На дне волокнопровода расположен ленточ-
ный транспортер для удаления из объема упавших волокон и их
клочков, препятствующих свободному вылету волокна в прием-
ную камеру. В приемной камере имеется узел намотки волокна,
который представляет собой барабан намотки с устройством его
перемещения в объеме камеры. Узел позволяет перемещать бара-
бан в ходе процесса экстракции к месту вылета волокна из волок-
нопровода. После захвата непрерывного волокна происходит его
намотка на вращающийся синхронно вращению диска-кристал-
лизатора барабан. Производительность установки при получении
титанового волокна составляет 10 г/мин при продолжительности
цикла (диспергировании одного стержня) 40—50 мин.

На площадях завода “Полярная звезда” (г. Северодвинск) со-
здан экспериментальный участок по получению металлического
волокна, оснащенный лабораторной установкой УПВМ-1 и ком-
плексом контрольно-измерительной аппаратуры для исследования
технологического процесса. Закончено проектирование промышлен-
ной установки получения металлического волокна методом ЭВКР
производительностью 15000 кг материала в год. Нагрев материалов
осуществляется электронным лучом. Исходный материал для по-
лучения волокна — пруток металла диаметром от 10 до 30 мм. В
ходе экстракции получается металлическое волокно сечением от
25 до 150 мкм. Длина волокна регулируется, и можно изготавли-
вать следующих видов: иголки (3—5 мм), “штапельное” волокно
(80—100 мм), непрерывное волокно.

Известен патент [12] на устройство для получения тонких ме-
таллических волокон методом экстракции капли расплава. Отли-
чительной особенностью устройства является плавление торца ме-
таллического стержня с помощью индуктора специальной фор-
мы, обеспечивающего сохранение стабильной формы капли рас-
плава, и нижняя подача стержня в зону нагрева с помощью кулач-
кового толкателя. С целью повышения производительности про-
цесса экстракции авторами [13] предложено устройство для диспер-
гирования волокон и порошкообразных частиц из расплава хими-
258
чески активных металлов, содержащее вакуумную камеру 1 с зо-
ной нагрева, расходуемые прутки 3 с установленным под этими
прутками охлаждаемым диском-кристаллизатором 2 с рабочими
кромками, узел подачи 4 с обоймой расходуемых прутков, элект-
ронно-лучевую установку 5 с пультом управления, блок сканиро-
вания электронного луча, вмонтированный в пульт управления
ЭЛУ, расположенные на боковой стенке камеры датчики темпе-
ратуры 7, пульт управления установкой, блок обработки сигнала и
обратной связи, обеспечивающих нагрев и получение расплава в
виде капель с заданной температурой и геометрией одновременно

на нескольких расходуемых прутках из одного или нескольких ма-
териалов. Рассмотренные источники нагрева носят направленный
характер, и для проплавления всего объема материала и образова-
ния устойчивой капли расплава стержень приходится вращать вок-
руг продольной оси (рис. 5.3).

Рис. 5.3. Устройство для диспергиро-
вания волокон и порошкообразных
частиц из расплава химически актив-
ных металлов [13]

Для получения тонких волокон толщиной до 20 мкм предло-
жена разновидность способа ЭВКР [14], при которой пруток в
зону плавления подают через трубчатый элемент, по которому
может подаваться защитный газ. При этом исходный материал вра-
щают вокруг оси подачи постоянно или на угол 45—180° в одну и
противоположную сторону периодически. Способ позволяет полу-
чать волокна окисляемых на воздухе материалов за счет создания
локальной восстановительной области.

Для получения тонких волокон тугоплавких материалов в
МАТИ им. К.Э. Циолковского был создан ряд установок с лазер-
ным плавлением материала [15—21]. Использование лазера обус-
ловлено следующими причинами: возможность применения излу-
чения для плавления широкого круга материалов; возможность
работы как в окислительных, инертных атмосферах, в том числе и
при повышенном давлении, так и в вакууме; достижение высокой
плотности энергии.
Фотография установки для получения волокон оксидной ке-
рамики методом экстракции расплава с использованием лазерно-
го плавления материала приведена на рис. 5.4. Принцип работы
установки заключается в том, что керамический стержень с одно-
го конца плавится лучом СО2-лазера и к образовавшейся капле
расплава подводится вращающийся диск-теплоприемник, на кром-
ке которого происходит затвердевание расплава. В качестве источ-
ника нагрева в данной установке используется технологический
лазер номинальной мощностью излучения 1,2 кВт. Мощность лазер-
ной установки позволяет плавить все виды оксидной керамики
вплоть до диоксида циркония. При этом, в качестве заготовок
используют спеченные стержни сечением 5x5 мм. Установка пред-
назначена для получения керамических волокон длиной от несколь-
ких миллиметров до нескольких метров и толщиной от 20 до 100
мкм методом ЭВКР в окислительной атмосфере.

Для получения металлических волокон и волокон бескисло-
родных керамик с использованием лазерного плавления материа-
ла была создана установка на основе опробованных решений, ос-
новное отличие которой от рассмотренной ранее заключается в
наличии вакуумной камеры, шпинделя, обеспечивающего ваку-
ум-плотный ввод вращения диска и герметичного узла ввода ла-

зерного излучения в камеру (рис.
5.5). Установка позволяет получать
волокна из материалов с темпе-
ратурой плавления до 2000°С в
инертной атмосфере или в ваку-
уме до 0,02 Па.

На основе созданных уста-
новок был разработан комплекс
для получения волокон тугоплав-
ких материалов как в воздушной
атмосфере, так и в вакууме. Ком-
плекс содержит установку для по-
лучения волокон оксидной кера-

Рис. 5.4. Лабораторная установка для
получения керамических волокон в
воздушной атмосфере с лазерным
плавлением материала
Рис. 5.5. Схема установки для получения металлических волокон методом
ЭВКР:

1 — диск; 2 — стержень распыляемого материала; 3 — привод механизма
подачи стержня; 4 — узел ввода излучения в вакуум; 5 — поглотитель
излучения; 6 — газо-вакуумная система; 7 — корпус; 8 — лазерный луч;

9 — фокусирующая линза

мики в окислительной атмосфере и металлических волокон в ва-
кууме или осушенной атмосфере аргона. Источником нагрева слу-
жит технологический лазер ЛН-1,2НМ. Излучение на ту или иную
установку подается с помощью поворотного зеркала.

Дальнейшее развитие работ по методу ЭВКР было направле-
но на разработку конкурентоспособной технологии и установки
для получения волокон тугоплавких материалов с использованием
плавления материала излучением от резистивных нагревателей [22
—24]. Установка позволяет получать волокно нержавеющей стали,
других металлов и сплавов одновременно из нескольких прутков
(от трех до десяти), что приводит к повышению производительно-
сти процесса и снижению производственных затрат на производ-
ство волокна. Внешний вид установки показан на рис. 5.6.

Структура и свойства металлических волокон

Свойства и область применения металлических волокон оп-
ределяются в первую очередь химическим составом и технологией
изготовления. Химические, физические и механические свойства
металлических волокон, в общем, близки к свойствам соответ-
ствующего металла. Уменьшение поперечного сечения волокон
может сильно влиять на отдельные свойства, в частности на кор-
261

Рис. 5.6. Установки для получения волокон нержавеющей стали методом
ЭВКР разработки МАТИ им. К.Э. Циолковского:
а — типа РДМЕ-3; б — типа РДМЕ-10
розионную стойкость, электропроводность и механические свой-
ства. Процессы получения волокон также оказывают влияние на
формирование их структуры:

1.	Волочение индивидуальной проволоки — ярко выраженная
текстура, особенно в неотожженных или холоднотянутых волок-
нах, которая может привести к анизотропии основных свойств
металлического волокна.

2.	Волочение пучка проволок — следует ожидать появления
ориентационных эффектов и, как следствие, анизотропии свойств.
Может изменяться химический состав поверхности, а следователь-
но, и ее реакционная способность. Периодически может изменяться
поперечное сечение.

3.	Разрезание фольги — свойства волокна отражают свойства
фольги, которые могут быть анизотропными или нет. При нали-
чии анизотропии в фольге свойства волокна определяются направ-
лением разрезания, т.е. параллельно или перпендикулярно направ-
лению прокатки фольги.

4.	Строгание и аналогичные процессы — появление частич-
ных разрывов в волокне при его получении приводит к образова-
нию ослабленных участков по длине волокна, что проявляется в
изменении механических свойств.

5.	Вытягивание из расплава — изменение химического соста-
ва поверхности, связанное с реакцией стабилизации в процессе
формирования волокна.

6.	Экстракция расплава — формирование мелкозернистой
структуры, устранение ликваций. При специальном выборе хими-
ческого состава материала и режимов изготовления возможно по-
лучение волокон с метастабильной, в том числе аморфной, струк-
турой.

Возможна дополнительная обработка волокон для изменения
их свойств в нужном направлении. Так, если волокна получены
методом волочения, то их можно рекристаллизовать при термооб-
работке и таким образом убрать текстуру деформации. Кроме того,
термообработка может увеличить скорость диффузии компонентов
и, следовательно, вызвать гомогенизацию состава волокон, умень-
шив, таким образом, изменение химического состава и свойств их
поверхности в процессе получения. Другим примером влияния тер-
мообработки на свойства волокна может служить переход холод-
нокатаных нержавеющих сталей из ферромагнитного в парамаг-
264
Технология производства тонких волокон
нитное состояние, а также развитие пластичности в холодноката-
ном волокне в результате рекристаллизации.

При оценке возможного применения волокон полезно иметь
данные о форме поперечного сечения, его однородности, а также
топографии поверхности. Эти параметры сильно изменяются в за-
висимости от способа получения и исходного материала, а также
от изготовителя волокон.

На рис. 5.7 схематически изображены поперечные сечения во-
локон, полученных различными методами. Масштаб на рисунке не
соблюден, поэтому делать выводы о соотношении диаметров воло-
кон не следует. Если для одного процесса указаны две (или более)
различные формы, это означает, что, изменяя условия процесса,
можно управлять формой сечения или что форма определяется
размерами волокна. Волокна характеризуются степенью шерохова-
тости и неоднородностью сечения, в частности коэффициентом
вариации (отношением стандартного отклонения к среднему зна-
чению) площади поперечного сечения, который до некоторой
степени можно контролировать в процессе изготовления.

Рис. 5.7. Типичные формы попереч-
ного сечения волокон, полученных
разными методами:

1 — обычное волочение; 2 — воло-
чение пучка проволоки; 3 — строга-
ние; 4 — резка фольги; 5 — пряде-
ние; 6 — экстракция расплава

В работе [10] исследовали влияние скорости вращения диска-
кристаллизатора и скорости подачи материала на приведенный
диаметр волокна титановых сплавов при использовании метода
ЭВКР. Пруток диаметром 16 мм плавили с использованием элект-
ронно-лучевой установки мощностью 2,5 кВт. Скорость подачи
изменяли в пределах от 7,5 до 18,4 мм/мин, а скорость диска-кри-
сталлизатора от 5 до 15 м/с. На основании проведенных экспери-
ментов был сделан вывод о том, что толщину волокна определяют
материал диска, глубина его погружения в расплав и температура
расплава. Результаты эксперимента для медного диска приведены
на рис. 5.8. Приведенный диаметр волокна вычисляли по формуле:
d=yl(4 /п)S, где 5 — площадь поперечного сечения волокна.
Показано, что форма поперечного сечения полученных быстро-
закаленных волокон отличается от круглой и в зависимости от глу-
бины погружения кромки диска в каплю расплава, которая опре-
деляется скоростью подачи исходного материала в зону экстрак-
ции, имеет вид сегмента или С-образную форму. Приведенный
диаметр титановых волокон, равный диаметру круга соответствую-
щей площади, составляет 35—150 мкм, при этом также зависит от
технологических параметров процесса экстракции и определяется
в основном линейной скоростью на поверхности кристаллизатора.

Рис. 5.8. Зависимость приведенного диаметра волокна сплава ВТ6 от ско-
рости вращения диска-кристаллизатора и скорости подачи стержня,
мм/мин:

/-7,5; 2- 13,8; 3- 18,4

Управляя режимами подачи расплава к диску при использо-
вании метода ЭВКР, можно получать стабильные волокна толщи-
ной 40—50 мкм и более. Для получения более тонких волокон не-
обходимо учитывать величину теплопередачи на границе диск-
расплав и адгезионные характеристики пары расплав—диск.

С использованием системы “Видеотест” проведены исследо-
вания геометрии волокон нержавеющей стали Х18Н10Т. Волокна
получали методом ЭВКР, с плавлением материала излучением от
графитового нагревателя и затвердеванием на бронзовом диске-
кристаллизаторе. Исследования показали, что форма поперечного
сечения волокна близка к эллипсу. Так, среднее значение коэффи-
циента распределения функции по форме эллипса для волокон,
полученных методом экстракции расплава, составляет 0,98. Для тех
же волокон коэффициент распределения функции по форме круга
266
____________________________Технология производства тонких волокон
в среднем равен 0,5. Отсюда следует, что для волокон, полученных
методом экстракции расплава, геометрию поперечного сечения
более точно отражает величина средней хорды (7), а не значения
эквивалентного диаметра (</экв). Зависимость 7 и </экв волокон стали
Х18Н10Т, полученных методом ЭВКР, от скорости вращения дис-
ка-кристаллизатора при одной и той же величине подачи расплава
к диску приведена на рис. 5.9.

Рис. 5.9. Влияние скорости вращения диска на размер волокон

Эксперименты по исследованию влияния параметров веде-
ния процесса на геометрию волокон показали (рис. 5.10), что по-
лучение более тонких волокон методом ЭВКР приводит к умень-
шению разброса значений по толщине волокна и позволяет полу-
чать более однородные волокна. Гистограмма /относится к партии
волокон со средним значением 7Ь равным 25,4 мкм; Т2 = 33,8
мкм; Л = 51,6 мкм. Применение контрольной карты типа (X - к
получению волокон нержавеющей стали методом ЭВКР показало,
что процесс находится в стабильном состоянии, а среднее значе-
ние 7 и разброс не меняются в процессе получения волокна в
течение 90 мин из одной загрузки материала.

Структура волокна в значительной степени определяется тех-
нологией его получения. Для волокон, полученных методами во-
лочения, после обработки давлением характерна вытянутая в на-
правлении вытяжки форма зерен с образованием аксиальной тек-
стуры, которая может быть уничтожена в результате отжига.

Полученное методом экструзии расплава волокно кремнис-
той стали имеет поверхность в виде дендрита и покрыто пленкой
267
Рис. 5.10. Гистограмма разброса I волокон нержавеющей стали в зависи-
мости от средней толщины волокна

SiO2 толщиной около 100 нм. Обычно кремнистая сталь, обрабо-
танная волочением, имеет ГЦК решетку с текстурой < 110>. Одна-
ко волокно, полученное методом экструзии расплава, не имеет
однородной текстуры. Его структура образована аустенитной фа-
зой и мельчайшими частицами карбида, возникающего в остатках
феррита. Частицы карбида заметно отличаются по форме от тех,
которые содержатся в волокнах, полученных волочением. Этим
способом получено волокно диаметром 170 мкм, с ов = 1900-^2100
МПа и 5 = 2%, а также волокно диаметром 140—150 мкм с ов =
= 2200 МПа. Волокно цинка, полученное охлаждением струи рас-
плава в жидкой среде, с намоткой на катушку имеет ов = 740
МПа, что на 48 % больше, чем у волоченой проволоки. Структура
волокна образована столбчатыми образованиями, расположенны-
ми под углом 79° по отношению к оси волокна, таким образом,
оно имеет ярко выраженную текстуру <001 >.

Кристаллическая структура волокон, полученных способом
Тейлора по данным М. Сигэми и С. Мияги, приведена в табл. 5.1.

Таблица. 5.1.

Кристаллическая структура волокон, полученных способом Тейлора

Металл	Тип кристаллической решетки	Текстура	Диаметр волокна, мкм
Си	ГЦК	<001>	2,5
Аи	ГЦК	<001>+<111>	3,5
Ag	ГЦК	<001>	-
Fe	ОЦК	<111>	-
Структура волокон, полученных экстракцией расплава

Принципиальные изменения, которые могут быть внесены
в кристаллические сплавы, образовавшиеся в результате закалки
расплава, сводятся к следующему: расширение пределов раство-
римости в твердом состоянии; измельчение зерен с возможной
модификацией формы зерен и текстуры; уменьшение или исклю-
чение микросегрегаций; образование метастабильных фаз; дости-
жение высоких концентраций точечных дефектов [24].

Непосредственный контакт расплава и теплоотводящей под-
ложки при образовании микрокристаллической структуры, как по-
лагают некоторые исследователи, приводит обычно к гетероген-
ному зарождению центров кристаллизации. С ростом переохлажде-
ния увеличивается частота зарождения центров кристаллизации и
уменьшается размер зерна. При закалке расплава размер зерна обыч-
но составляет 1—5 мкм, а присутствие растворенного элемента мо-
жет способствовать образованию зерен, меньших 1 мкм. Зерна не
обязательно являются равноосными. При закалке расплава на ох-
лаждающей подложке часто образуются тонкие столбчатые зерна,
растущие нормально к охлаждающей подложке в приповерхност-
ной зоне затвердевшего металла, а иногда даже по всей толщине
образца. Вообще, можно различить три зоны в поперечных шлифах
микрокристаллических волокон и лент.

Первая, или внутренняя, контактная сторона затвердевшего
материала с теплоотводящей подложкой — быстрозатвердевшая
зона.

Вторая зона — столбчатых кристаллов. В зависимости от хими-
ческого состава сплава и скорости охлаждения рост столбчатых
кристаллов может происходить без диффузионного разделения
компонентов сплава на границе твердая фаза—жидкость, образуя
материал, свободный от сегрегаций. Столбчатые кристаллы могут
быть наклонены навстречу движению диска-кристаллизатора.

Третья зона — грубых зерен на наружной стороне затвердев-
шего материала. Следует отметить, что диаметр столбчатых крис-
таллов, образовавшихся при бездиффузионной кристаллизации,
может быть больше размера зерен в наружном слое, который зат-
вердевает медленнее. Однако не все три зоны могут наблюдаться в
структуре.
В работе [25] рассматривается типичная микроструктура спла-
ва Cu-P-Sn, полученного методом боковой экстракции расплава,
состоящая из трех зон.

Первая зона — равноосная микрокристаллическая, форми-
рующаяся в результате глубокого переохлаждения расплава и рас-
положенная вблизи границы с диском.

Вторая зона дендритов a-твердого раствора, оси первого по-
рядка которых направлены перпендикулярно фронту кристаллиза-
ции.

Третья зона — зона хаотично расположенных дендритов. Если
обозначить толщины первых двух зон через hv а третьей — через
h2, то соотношение между ними составит hx/h^~ 1. Характер ориен-
тации дендритов a-твердого раствора в зонах говорит о различиях
в механизмах формирования слоев hx и h2.

На формирование структуры нижнего слоя большое влияние
оказывает состояние поверхности диска. Выступы на поверхности
диска являются центрами зародышеобразования. Верхний слой h2,
получивший еще название “вязкий слой сдвига”, представляет
собой закристаллизовавшийся расплав, извлеченный из тигля слоем
причем хаотичность в ориентации главных осей дендритов го-
ворит о том, что кристаллизация его завершается тогда, когда лента
уже покинула диск.

Относительно преимущественной ориентации в структурах,
образующихся при закалке расплава, обнаружено строгое распо-
ложение плоскостей (0001) Zn и Cd параллельно поверхности за-
каленной из расплава ленты, несколько других металлов образо-
вывали более слабые текстуры разного типа. При исследовании пре-
имущественной ориентации зерен в лентах сильно легированного
сплава Fe-Si, полученного прокаткой в валках и содержащего 6,5%
(по массе) Si наблюдался преимущественный рост зерен с ориен-
тациями (100) [OAZ], что приводило к возникновению сильной
плоскостной текстуры, способствовавшей значительному умень-
шению потерь на переменном токе. Образование острой текстуры,
несомненно, является примером поверхностно-контролируемого
роста зерен.

Рентгенографическое исследование структур затвердевания в
быстро закристаллизованных металлах: алюминии, меди, у-желе-
зе, висмуте и цинке, показало наличие в них острых текстур. Ре-
зультаты исследования приведены в табл. 5.2. Применительно к цин-
270
ковой ленте, полученной методом экстракции расплава на мед-
ном и стальном диске [26], показано, что кристаллиты Zn выстра-
иваются в процессе затвердевания плоскостью основания (002)
преимущественно параллельно контактной поверхности ленты. Из
анализа интенсивностей линий (002) образцов, полученных при
разных условиях, следует, что при закалке на медном диске изме-
нение скорости от 1 до 5 м/с меняет количество текстурной ком-
поненты примерно в два раза, а при закалке на стальной диск
изменение скорости от 2 до 5 м/с приводит к увеличению количе-
ства текстурованных кристаллитов в 30 раз.

Таблица 5.2

Текстуры затвердевания в образцах быстрозакаленных материалов

Металл или сплав	Структурный тип	Текстура
Алюминий	Fm3m	(100), (111), (110), (311)
Медь	Fm3m	(100), (111), (ПО), (311)
12Х18Н10Т (y-Fe)	Fm3m	нет
Х23Ю5Т (5-Fe)	Im3m	нет
Цинк	Р6/ттс	(0001)
Висмут	R3m		(0001)

С увеличением скорости вращения диска происходит ослаб-
ление остроты текстуры, особенно заметное для медного диска.
При одинаковых скоростях движения 5 м/с текстура, полученная
на стальном диске, имеет рассеивание в 5°, а на медном диске до
15°. По-ввдимому, это связано со временем кристаллизации рас-
плава, которое на медном диске значительно меньше, и кристал-
литы не успевают в такой степени, как при затвердевании на сталь-
ном диске, регулярно сориентироваться в пространстве. При этом
заметно еще одно различие текстурных кривых: если у образцов
после стального диска ось текстуры (направление <002>) распо-
лагается под углом 90° к поверхности ленты, то у образцов затвер-
девших на медном диске, она отклоняется на 4° от нормали к по-
верхности образца. Кроме того, еще есть еще такие же оси, откло-
ненные на 16 и 32°, но меньшей интенсивности.

Острота текстуры связана с направлением относительно про-
дольной оси ленты. Так, для образца, полученного на медном дис-
ке при скорости 1 м/с, рассеивание текстуры составляет около 5°
вокруг оси <002> при направлении вдоль ленты и 4,2° для направ-
ления поперек ленты. При возрастании скорости до 5 м/с острота
текстуры уменьшается до 8° вдоль осевой линии образца и до 10°
для поперечного направления. Для образцов, полученных на сталь-
ном диске, разница в остроте текстур по таким же направлениям
существенно больше: при скорости 2 м/с рассеивание составляет
4,3° для параллельного направления и 6° для поперечного; при
скорости 5м/с — 5 и 8,3° соответственно для параллельного и по-
перечного направлений. Таким образом, видно, что острота тек-
стуры поперек ленты уменьшается быстрее, чем вдоль, при увели-
чении скорости поверхности диска.

Выделяя физическую ширину линий (002) и (004) цинка и
разделяя вклады, вносимые блочным и микродеформационным
уширением, установили, что во всех образцах степень наклепа (мик-
родеформации) одинакова и составляет 0,05%. Кроме того, уста-
новлено, что увеличение скорости охлаждения вызывает измель-
чение блоков. Следовательно, при повышении скорости охлажде-
ния плотность дислокаций, хаотически распределенных по объему
зерна и вызывающих микродеформации, не меняется, а выстро-
енных в стенки — увеличивается, тем самым уменьшается размер
блока.

Для алюминия исследования показали, что по мере углубле-
ния в быстрозакаленный материал с контактной стороны проис-
ходит увеличение интенсивности отражения от плоскостей крис-
таллической решетки в последовательности (111), (311), (110), (100).
Причем этот поворот возможен только вдоль направления [100].
Наибольшая интенсивность отражения от плоскостей (111) при-
ходится на слой затвердевшего металла, расположенного на глу-
бине до 15 мкм от контактной стороны. При исследовании образ-
цов лент толщиной менее 40 мкм обнаружено существование при-
контактного слоя глубиной до 6—8 мкм с изотропной поликрис-
таллической структурой. По мере удаления от контактной поверх-
ности ленты увеличивается доля отражающих плоскостей типа (110),
которая впоследствии сменяется текстурой (100). Переход завер-
шается на глубине 30—50 мкм. Изменение доли текстурованной
фазы по толщине алюминиевой ленты приведено на рис. 3.5, 3.6.

Обзор исследований по быстрой закалке сплавов на основе
железа приведен в [27]. Исследование быстрозатвердевших сплавов
системы Fe-C-X показало, что наилучшие характеристики имеют
сплавы с однофазной аустенитной структурой. Пластичность двух-
272
фазных сплавов (аустенит + карбиды или аустенит + мартенсит)
заметно ниже, чем однофазных. При этом уровень прочности при-
близительно одинаков (о02 ~ 1500 Н/мм2), в то время как традици-
онные аустенитные сплавы являются, как правило, пластичны-
ми, но не очень прочными. Высокий уровень прочности быстроза-
каленных микрокристаллических аустенитных сплавов обусловлен
большим содержанием углерода в твердом растворе и мелким зер-
ном (0,2—0,3 мкм).

В состав быстрозакаленных аустенитных сплавов на основе
системы Fe-C вводят алюминий — элемент, улучшающий жидко-
текучесть расплава и, следовательно, геометрию получаемой про-
дукции. Наилучшие механические свойства получены на быстро-
закаленном микрокристаллическом сплаве Fe74Ni8Cr12 5А12 5С3 со
структурой аустенита. Более низкие механические свойства были
получены при замене алюминия кремнием, также улучшающим
литейные свойства сплава: а0 2 = 280 Н/мм2 и 6 = 0,8 % [сплав на
основе железа, содержащий 22,3% Ni; 4,9% Сг; 5,3% Si; 0,5% С (по
массе)]. Существенное улучшение механических свойств быстроза-
каленных сплавов наблюдали при использовании последующего
холодного волочения с суммарным обжатием 90%.

Большое количество работ посвящено быстрой закалке ста-
лей системы Fe-Cr-Ni. При этом исследовали особенности получе-
ния быстрозакаленных образцов, влияние различных элементов
(металлов и неметаллов). Показано, что структура материала очень
чувствительна к скорости охлаждения: чем толще слой затвердев-
шего материала, тем ниже скорость охлаждения, тем больше раз-
мер кристаллизующихся из расплава зерен аустенита, тем выше
температура мартенситного превращения, тем больше мартенсита
присутствует в структуре. И мартенситные, и аустенитные быстро-
закаленные ленты обладали типичной текстурой кристаллизации;
направление <100> лежало перпендикулярно поверхности ленты.

Исследование влияния серы, углерода, бора на структуру
сплава Fe59Cr25Ni25 показало, что сера способствует переходу от
столбчатой дендритной кристаллизации к ячеистой. Это объясня-
ется увеличением скорости охлаждения, благодаря улучшению
литейных свойств сплава. Марганец, карбид Л/23С6, бориды, обра-
зующиеся в сплаве, способствовали термической стабильности
аустенитного зерна, так что средний его размер не превышал
5 мкм после выдержки при 1100°С в течение 1 ч.
Структуру и свойства двух коррозионностойких сталей иссле-
довали на лентах толщиной 50-500 мкм, полученных разливкой
между двумя валками. Лента из аустенитной стали типа 18-8 имела
однородную дисперсную дендритную структуру а0 2 = 280 Н/мм2,
ов = 600 Н/мм2; 6 = 90%. Для лент из ферритной стали (типа 18,
без добавок никеля) толщиной 350—500 мм характерна структура
сильно вытянутых зерен с кристаллизационной текстурой (100), а
ленты из этой стали толщиной 50—100 мкм имели мелкозернис-
тую структуру и о02 = 350 Н/мм2; 5 = 15%. При использовании
метода экстракции с боковой подачей расплава стали типа 18-8
изменение толщины затвердевшего материала от 0,65 до 1,7 мм
приводило к уменьшению скорости охлаждения от 104 до 102 К/с.
Показано, что начальная величина переохлаждения (~50 К) влия-
ет лишь на ленты, толщина которых не превышает 1 мм, далее эта
величина нивелируется, т. е. о быстрой закалке с характерными
высокими значениями переохлаждения и температурного гради-
ента в момент кристаллизации можно говорить лишь при толщи-
нах лент, не превышающих 1 мм (в случае двух охлаждающих по-
верхностей — 2 мм).

5.2.	Применение волокон и изделий из них

Форма и размеры металлических волокон определяют воз-
можность и способ их вторичной переработки — методами тек-
стильной технологии или методами порошковой металлургии. Ме-
тодом порошковой технологии перерабатывают короткие волокна
длиной менее 30 мм и получают пористые волокнистые листовые
материалы. С помощью обычных методов текстильной переработки
из металлических волокон с большим характеристическим отно-
шением получают жгуты, пряжу, нити, нетканые материалы, пле-
теные и тканые изделия. Недостатками металлических волокон яв-
ляются высокие стоимость и плотность. Стоимость металлических
волокон сильно различается и определяется стоимостью исходно-
го металла, диаметром и длиной волокон, типом вторичной пере-
работки и дополнительными требованиями к их свойствам. Она
колеблется от 2 $/кг за стальную проволоку до 100 $/кг за одно-
родные и малые по толщине волокна из нержавеющей стали со
стабильными свойствами. Металлические волокна применяются для
изготовления: фильтров для очистки жидкостей и газов от взве-
274
___________________________Технология производства тонких волокон
шенных частиц; пористых электродов химических источников тока:
экранирующих материалов; теплозащитных и электропроводных
материалов; фрикционных материалов; армирующих элементов
бетонов; демпферов механических и звуковых колебаний.

Появление новых технологических процессов, а также повы-
шение стоимости электроэнергии стимулирует развитие высоко-
температурной очистки газов. Однако непременным условием эф-
фективности и надежной работы этих аппаратов является осуще-
ствление высокотемпературной очистки газов с высокой степе-
нью эффективности. Так, например, в процессе газификации твер-
дого топлива в системах с комбинированным циклом дымовые
газы перед турбиной должны быть очищены до остаточной кон-
центрации, не превышающей 4 мг/м3, причем 99% частиц долж-
ны иметь размер менее 6 мкм, а наличие частиц размером более 10
мкм в дымовых газах вообще не допускается. Такие жесткие нормы
пылевыбросов можно обеспечить лишь методом фильтрации через
фильтровальные перегородки.

Имеющийся практический опыт использования высокотем-
пературной фильтрации показал, что кроме утилизации тепла тех-
нологических газов, потенциальные преимущества ее следующие:

—	повышается срок службы оборудования за счет эксплуата-
ции его выше точки росы;

—	экономятся капитальные и эксплуатационные затраты;

—	повторно используются очищенные горячие газы;

—	исключается надобность в разбавлении отходящих от тех-
нологических агрегатов газов подсосом атмосферного воздуха, а
также в установке охлаждающих устройств;

—	становится возможным создание коротких, блочных схем
технологических агрегатов и пылеулавливания;

—	устраняется опасность конденсации агрессивных газов (пары
H2SO4 и проч.);

—	появляется реальная возможность селективного двухсту-
пенчатого улавливания тех или иных компонентов, имеющих раз-
личную температуру конденсации (например, улавливание пыли
из газовой фазы при наличии в ней парообразных соединений ре-
ния, что при температурах выше 450°С позволит предотвратить
потери рения с уловленными пылями; возможность селективного
выделения легколетучих соединений селена, теллура, ртути и т.д.);
—	повышается производительность оборудования в пересчете
на единицу массы очищаемого газа;

—	снижается удельный расход электроэнергии [28].

Исходя из указанных преимуществ высокотемпературная филь-
трация потенциально может быть использована во многих техно-
логических процессах [29].

Для фильтрации газов, имеющих температуру до 300-?500°С
применяют материалы, изготовленные из стекла, асбеста, углерода,
меди и нержавеющей стали, имеющих более высокие температуры
— базальт, кремнезем, каолин, титан, молибден и вольфрам.

В настоящее время наиболее широкое использование получи-
ли фильтрующие элементы из металлических порошков. Интен-
сивность разделения у порошкового фильтра значительно выше,
чем у сита с ячейками такого же диаметра, т.е. в порах фильтра
задерживается множество гораздо более мелких частиц даже при
наличии в фильтре пор конкретного номинального размера. При-
липание частиц к стенкам пор и перенаправление текучей среды
(эффект столкновения) с последующем осаждением частиц на
участках с низкой скоростью потока обусловливает большую ем-
кость фильтра. Лабиринтное разветвление системы пор, т.е. эффект
столкновения и прилипание к стенкам пор, облегчает разделение
жидкостей с разным поверхностным натяжением, например в слу-
чае смесей воды и масла или жидкостей и газов при осаждении,
например, аэрозолей из газов. Перенаправление линий тока среды
в лабиринте пор имеет дросселирующий эффект.

Фильтры из порошковых частиц имеют ряд недостатков: ма-
лый диапазон изменения пористости; недостаточно высокая рав-
номерность проницаемости по площади фильтрации; высокое гид-
равлическое сопротивление; недостаточно высокие прочность и
пластичность; сложность изготовления фильтрующих элементов
больших размеров.

Волокновая технология позволяет устранить эти недостатки
и получать деформируемые проницаемые изделия сложной фор-
мы и малой толщины с высокими механическими характеристи-
ками. В качестве основных особенностей металлических волокнис-
тых пористых материалов можно указать то, что, во-первых, они
обладают большим коэффициентом пористости по сравнению с
материалами, полученными спеканием порошка, во-вторых, все
поры формируются в виде связанных между собой пор, в-третьих,
276
эффективность фильтрации высока и, в-четвертых, поскольку во-
локно поддается изгибу, то даже материал с высоким коэффици-
ентом пористости можно без затруднений подвергать обработке
гибкой. Так, если при изготовлении фильтров из сферических по-
рошков верхний предел пористости составляет примерно 47%, то
в изделиях из волокон пористость может достигать 98%. При рав-
ной проницаемости прочность материалов из волокон значитель-
но выше, так как в волокновых материалах количество контактов
между частицами весьма велико, что определяет большую пло-
щадь контактов, чем в порошковых материалах. При равной проч-
ности при разрыве коэффициент газопроницаемости волокновых
материалов в 6—7 раз превосходит для материалов, спеченных из
порошка с порообразователем.

Материалы из металлических волокон менее всего чувстви-
тельны к изменениям предела прочности при изгибе и ударной
вязкости. По данным А.Г. Косторнова и др., при пористостях до
30% и напряжениях при изгибе более 500—700 МПа материалы не
разрушаются и характеризуются высокой ударной вязкостью —
более 400 кДж/м2 (табл. 5.3). Показательно, что в области пористо-
стей до 30 и более 70% материалы из волокон деформируются при
ударе без разрушения, причем ударная вязкость, характерная для
низкопористых порошковых материалов, без труда достигается на
материалах из волокон того же состава с пористостью 70—80%. С
переходом к более толстым волокнам с сохранением их длины
ударная вязкость заметно снижается. Например, материал из воло-
кон диаметром 100 мкм имеет ударную вязкость в два раза ниже,
чем такой же материал из волокон диаметром 50 мкм.

Таблица 5.3.

Механические свойства материала из волокон стали 1Х18Н9Т

Пористость образцов, %	qT, МПа	4R to	ой, МПа	КС, кДж/м2
10	170-200	260-370	1600	600
20	80-140	160-250	720	500
30	60-100	100-120	440	350
40	-	-	300	230
50	6-30	70-90	180	150
60	-	-	60	110
70	-	-	-	90
Методы переработки волокон подразделяются на две катего-
рии в зависимости от длины волокон. Короткие волокна (около 1
см и менее) обычно перерабатывают в виде суспензий (процесс
изготовления бумаги, методы порошковой металлургии), а длин-
ные — на различном оборудовании, включая ткацкое и кардовое,
а также воздушным нанесением волокон и т.п. Иногда необходимо
введение дополнительных технологических операций, например
термообработки для облегчения процесса переработки или улуч-
шения некоторых свойств материала. Особое значение в производ-
стве фильтров имеет, в общем, не способность деталей сохранять
размеры, а размер пор и распределение пор по размерам. Этот
показатель зависит от метода консолидации, плотности и толщи-
ны стенки фильтра в направлении потока. Таким образом, цель
метода формовки заключается в оптимизации отношения степени
очистки фильтра к потере давления при достаточно высокой меха-
нической прочности. Спекание, имеющее основное значение для
всей порошковой металлургии, тоже придает фильтру механичес-
кие свойства, даже если фильтрующие свойства уже достигнуты в
процессе формообразования. Спекание не придает фильтрам из
волокна механической жесткости; оно связывает отдельные во-
локна друг с другом, фиксируя их положение во многих точках,
что является решающим преимуществом по сравнению с фильт-
рами из плетеной проволочной сетки. Размер пор, соответствую-
щий размеру ячейки, при этом не изменяется, т.е. твердые части-
цы, спрессованные под высоким давлением жидкости, не продав-
ливаются насквозь и не увеличивают отдельную ячейку. Процесс
спекания волокон идентичен спеканию, применяемому для дру-
гих изделий порошковой металлургии, и только в связи с разме-
ром изделий часто требуется проводить спекание на специальном
печном оборудовании. Температурный интервал спекания нахо-
дится в пределах от 800°С для бронзовых фильтров до 1300°С для
фильтров из высоколегированной стали и поэтому соответствует
обычным температурам спекания.

По структуре волокновые фильтровальные материалы (ФМ)
подразделяются на тканые и нетканые. Тканые ФМ имеют повер-
хностный принцип фильтрации и до образования пылевого слоя
фильтруют в соответствии с “ситовым” эффектом, т.е. частицы
осаждаются на поверхности ткани, если ее поры между волокнами
основы и утка меньше размера частиц. Из этого следует, что для
278
обеспечения высокой эффективности очистки ткань должна быть
плотной. Последнее неизбежно ведет к повышению гидравличес-
ких потерь и уменьшению скорости фильтрации. Наряду с тканы-
ми металлическими материалами находят применение фильтро-
вальные ткани из стеклянных волокон. Их основным недостатком
является низкая изгибоустойчивость.

В последнее время для получения фильтрующих материалов
ткани все в большей степени вытесняются неткаными полотнами.
Это происходит в связи с тем, что по своим структурным характе-
ристикам они в большей мере могут обеспечить выполнение тре-
бований, в том числе и взаимоисключающих. В одной структуре
нетканые материалы могут сочетать такие взаимоисключающие друг
друга свойства, как большая величина скорости фильтрации при
высокой задерживающей способности.

Нетканые иглопробивные материалы получают свойлачива-
нием волокон с последующим иглопрокалыванием на иглопро-
бивных машинах. В результате получается плотный материал с
объемной структурой. Осаждение частиц происходит как на повер-
хности, так и внутри фильтровального материала. Пористость не-
тканого иглопробивного материала составляет 60—90% по сравне-
нию с 40% для тканого материала. Такая пористая структура по-
зволяет осуществлять фильтрацию при более высоких скоростях
без увеличения гидравлических потерь; она обеспечивает также его
хорошую регенерируемость. За счет большей пылеемкости и со-
противления изгибу войлок может эффективно работать с более
жесткой системой регенерации и при удельных газовых нагрузках
до Зм3/(м2 • мин). Основные преимущества фильтровальных мате-
риалов, войлоков и др., изготовленных из металлических волокон:
однородность, высокая пористость, возможность регулирования
диаметра пор в материале, длительный срок службы, высокая про-
ницаемость, пластичность и прочность. В зарубежной практике
пылеулавливания фильтрующие материалы — войлоки и др. — из
металлических волокон нашли широкое применение. Металличес-
кие волокна для этих материалов в основном производятся из не-
ржавеющей стали, стандартным диаметром 4, 8, 12 и 22 мкм.

Потребность в фильтровальных материалах из металлических
волокон испытывают такие отрасли промышленности, как метал-
лургическая, химическая, машиностроительная, автомобильная,
пищевая, коммунальная, теплоэнергетика. Фильтры из металли-
279
ческих волокон эффективны при использовании на заводах хими-
ческого машиностроения, нефтеперерабатывающих заводах, в про-
изводстве сажи, красителей, метанола, пигментов, полимеров,
хрусталя и стекла, искусственной кожи, ферментных препаратов,
азотных удобрений, резинотехнических изделий, кремния, фос-
форных удобрений. Их применяют в химической промышленнос-
ти, при производстве пластмасс, в гидравлических механизмах, в
лакокрасочной промышленности для фильтрации высокотемпе-
ратурных вязких жидкостей, требующих применения высоких дав-
лений, где раньше использовались сетки и спеченные порошки.
Особенно остро стоят проблемы по оснащению фильтровальными
полотнами установок рукавного типа в теплоэнергетике, газоочи-
стке, мусоросжигании. При сжигании отходов дымовые газы после
камеры сгорания имеют температуру около 1000°С. Запыленность
газов колеблется от 1 до 20 г/м3. Требуемая остаточная запылен-
ность находится в пределах 25—200 мг/м3. Эффективность очистки
колеблется от 80 до 99,88%.

Войлоки из волокон сплава никеля и меди (67% Ni, 29% Си и
4% других металлов), называемого монелем, обладают коррозион-
ной стойкостью к морской воде, атмосферным дымам, щелочам и
кислотам и высокой термостойкостью. Их большая прочность со-
четается с эластичностью. Эти фильтрующие материалы применя-
ются в фильтрах, работающих под высоким давлением на хими-
ческих предприятиях.

Материалы из металлических волокон имеют следующие по-
ложительные качества:

—	иглопробивные холсты из волокон нержавеющей стали ве-
дут себя, как “обычные” ткани;

—	они проще регенерируются, чем фильтровальные матери-
алы из органических волокон; регенерация удешевляется за счет
того, что частота регенерации, давление и объем продувочного
воздуха значительно уменьшены;

—	гидравлическое сопротивление существенно снижается;

—	на поверхности материала могут удерживаться тяжелые слои
пыли при больших скоростях фильтрации. По сравнению с обыч-
ным фильтром из полиэфира при комнатной температуре требует-
ся половина фильтрующей поверхности;

—	благодаря тому, что на них не накапливается электричес-
кий заряд, они имеют хорошую степень регенерации;
—	они не горят, и проблемы, связанные с накоплением ста-
тического электричества, устраняются;

—	специфика строения поверхности холстов из металличес-
ких волокон обеспечивает лучшую способность улавливания час-
тиц пыли по сравнению с фильтрующими средами из органичес-
ких волокон;

—	они могут быть электрически заряжены и использоваться
как электроды в комбинации с электрофильтрами;

—	холсты из металлических волокон лучше очищаются от пыли
как с поверхности, так и в глубине холста;

—	установлено, что если происходит химическая реакция меж-
ду пылью и газом, то эта фильтрующая среда имеет преимущество
благодаря каталитическому действию металлических волокон, ко-
торое может активизировать реакцию;

—	материалы из металлических волокон имеют хорошую стой-
кость к радиоактивности.

Недостаток нетканых иглопробивных материалов (меньшая
механическая прочность по сравнению с тканями) устраняется в
иглопробивных материалах с упрочняющей нитевой тканой ре-
шеткой — каркасом, на которой иглопробивным способом фор-
мируется волокнистая структура материала. Существенно повысить
прочностные свойства материала можно в результате термической
обработки. При этом, пользуясь практическими рекомендациями
по термообработке соответствующих сталей, необходимо помнить,
что пористые материалы из металлических волокон по сравнению
с литыми сталями имеют более низкую теплопроводность, что
необходимо учитывать при нагреве под закалку.

К недостаткам относятся также значительная толщина и труд-
ность достижения гарантированного уровня абсолютной фильтра-
ции. Для создания условий глубинной очистки необходимо, чтобы
поры в материале сужались по ходу потока жидкости или газа и
имели размер, соответствующий необходимой тонкости фильтра-
ции, лишь на выходе. Все вышеизложенное привело к созданию
двухслойных фильтров, где слой из грубой фракции порошка осу-
ществляет предварительную очистку, слой из волокон - оконча-
тельную. При этом концентрация загрязнений, подходящих к слою
из тонкой фракции, значительно уменьшается, что удлиняет срок
службы фильтра в целом [30].

Небольшое количество металлических волокон при смеши-
вании с органическими волокнами используется в производстве
рукавных фильтров в качестве защиты от взрыва, пыли и пламени
(антистатический материал) в вагоностроении, домостроительных,
деревообрабатывающих, мебельных комбинатах, комбинатах хле-
бопродуктов, табачных фабриках, пищевых комбинатах (производ-
ство корицы, кофе, сухого молока), мукомольной промышленно-
сти, в коврах.

Нетканые полотна из волокон нержавеющей стали можно
использовать как универсальные многоразовые (срок службы 10—
15 лет) фильтры, предназначенные для очистки молока, соков,
растительного и технического масел, пивной дробины. Для очист-
ки молока они обеспечивают суммарное содержание взвесей не
более 10 мг/л при тонкости фильтрации не более 40 мкм, для
масел 10—20 мкм и соков 20—40 мкм. Материал инертен по отно-
шению к пищевым жидкостям. Перед чулочными фильтрами из
лавсана их преимущество заключается в многоразовости, посколь-
ку лавсановые фильтры одноразовые, а их утилизация вызывает
затруднения (они не гниют и плохо горят), имеют прочность на
разрыв в 10 раз более высокую. Их можно устанавливать на обыч-
ном оборудовании. Эти фильтры при очистке пищевых жидкостей
можно восстанавливать обратной промывкой, промывкой в кис-
лотах, ультразвуком. Степень восстановления 95%.

Аппараты для фильтрации пива, изготавливаемые японски-
ми фирмами комплектуются фильтрующими элементами, изго-
товленными из металлических волокон. Элементы имеют цилинд-
рическую форму, диаметр 70 мм и длину 750 мм. Тонкость очистки
составляет 0,3—2,0 мкм. Используемые волокна имеют диаметр ме-
нее 50 мкм.

Изготовление фильтровых материалов из волокон,
полученных методом экстракции расплава

Разнообразие геометрических форм и размеров волокон, по-
лучаемых методом экстракции расплава, позволяет применять для
получения фильтровых материалов как технологии, аналогичные
процессу изготовления бумаги из коротких иголок, так и техноло-
гии нетканого холстоформирования для переработки длинных во-
локон. Волокна, полученные из расплава металлов, отличаются по
внешнему виду и по физико-механическим свойствам от традици-
онных волокон. Они имеют форму плоских ленточек, слегка со-
гнутых вдоль средней линии; достаточно большой разброс по дли-
не и по ширине; негладкие поверхности. Использование волокон с
шероховатой поверхностью при изготовлении фильтров повышает
тонкость очистки по сравнению с материалами из гладкой наре-
занной проволоки.

В. Н. Салтыков для изготовления образцов фильтровых мате-
риалов использовал короткие волокна, полученные экстракцией
расплава из тигля. Геометрические характеристики волокон приве-
дены в табл. 5.4. Образцы в виде дисков диаметром 30 мм и толщи-
ной 3—10 мм изготавливались по традиционной технологии прес-
сования и спекания. Спекание прессовок проводили в вакууме при
температуре 1300°С в течение 1,5 ч.

Таблица 5.4.

Геометрические характеристики волокон, полученных экстракцией
расплава

Параметр ______________________ Номер партии

	.1	2	3	4	5	6	7	8	9
Средняя ширина волокна, мкм	62	130	140	160	130	370	60	150	370
Коэффициент ва- риации ширины волокна	0,51	0,461	0,48	0,4	0,41	0,45	0,22	0,23	0,25
Средний условный диаметр волокна d, мкм	40	90	99	110	95	250	40	100	250
Коэффициент ва- риации диаметра d в партии	0,465	0,251	0,237	0,285	0,208	0,241	0,303	0,201	0,183
Средняя длина волокна /, мм	4,00	3,02	6,1	12,3	24,2	6,1	-	-	-
Коэффициент ва- риации 1	0,381	0,402	0,361	0,350	0,348	0,333	-	-	-
'/<*	100	30	60	120	240	24	-	-	-

В табл. 5.5 приведены результаты исследования В.Н. Салтыко-
вым фильтрующих свойств материалов из волокон, полученных
методом экстракции расплава.
Таблица 5. 5

Фильтрующие характеристики пористых материалов из волокон,
полученных методом экстракции расплава из тигля

4ср, мкм	Абсолютная тон- кость очистки, мкм	Размер пор, мкм		Пористость, %
		средний	максимальный	
25	8,5	17-21	36-40	56-58
40	15,5-17,5	34-40	68-82	56-60
80	25-30	55-70	115-130	55-57
100	37-43	80-90	170-190	57-60

Для формирования пористых матриц из металлических воло-
кон, полученных методом экстракции расплава, с большим отно-
шением l/d использовали метод нетканого холстоформирования.
Формирование холстов производили на стенде, который позволя-
ет получать холст шириной 500 мм при производительности 0,1—
10 м/мин. Для увеличения прочности материала образцы обраба-
тывают на иглопробивном стенде. Плотность образцов при этом
составляет 86—98%. Таким образом, показана возможность полу-
чения нетканых иглопробивных пористых проницаемых материа-
лов из волокон, полученных методом экстракции расплава. Полу-
ченное полотно имеет следующие характеристики:

Ширина

Поверхностная плотность
Толщина

Разрывная нагрузка

Удлинение при разрыве
Воздухопроницаемость
Неравноплотность (не более)
Изгибоустойчивость

500±30 мм
(1500ч-2500)±7,5 г/м2
(2,0+4)±0,3 мм
500-1-1000 Н

18+50 %

(150+700)±2% дм3/(м2 • с)
7,0%

5000 циклов

Металлические волокна на основе никеля перспективны для
использования в электродах никелькадмиевых и никельмарганце-
вых аккумуляторов. Электроды с никелевыми волокнами диамет-
ром 20 мкм и пористостью около 90% имеют следующие преиму-
щества по сравнению со спеченными из порошков:

— за счет образования тесного контакта между никелевой под-
ложкой и активным материалом не требуется добавки в активную
Технология производства тонких волокон
массу таких компонентов, как графит в катод и оксид железа в
анод, что позволяет уменьшить стоимость и улучшить характерис-
тики аккумулятора;

—	вследствие уменьшения внутреннего сопротивления акку-
мулятора увеличивается КПД заряда и уменьшается потеря воды в
процессе заряда;

—	вследствие высокой пористости электроды могут дополни-
тельно содержать электролит, что улучшает характеристики при
высоких скоростях заряда и разряда;

—	волокнистая подложка достаточно пластична, что позво-
ляет ей выдерживать изменения объема, которые происходят в про-
цессе циклирования, что приводит, в свою очередь, к увеличе-
нию срока службы аккумулятора;

—	высокопористые подложки позволяют получить электроды
с высокой плотностью энергии в сопоставлении с другими техно-
логиями изготовления электродов аккумуляторов и обеспечивают
лучшую диффузию электролита.

Волокна из нержавеющей стали используют как наполнитель
для изготовления защитных ковриков и тканей. При создании то-
копроводящих пластмасс применение металлических волокон (мож-
но использовать волокна нержавеющей стали, алюминиевые и
медные сплавы) более эффективно, чем использование порошко-
вых наполнителей или углеродного порошка.

Волокна из аморфных сплавов можно использовать при изго-
товлении электромагнитных экранов, предназначенных для защи-
ты обслуживающего персонала и конструкций радиоэлектронной
аппаратуры от воздействия электромагнитных полей или локали-
зации электромагнитной энергии в некотором объеме простран-
ства. Электромагнитные экраны широко используют в современ-
ной электротехнике, и в первую очередь в технике электросвязи.
Они являются средством ослабления вредных влияний одних эле-
ментов данного прибора на другие его элементы; средством защи-
ты различных аппаратов и приборов в целом от воздействия элек-
тромагнитных полей, создаваемых посторонними устройствами;
средством подавления индустриальных радиопомех у источников
их возникновения, т. е. средством локализации высокочастотных
полей, создаваемых различного рода электроустройствами, не пред-
назначенными для целей излучения электромагнитной энер-
гии; средством защиты обслуживающего персонала от электромаг-
нитных полей, создаваемых мощными высокочастотными генера-
торами и бытовой техникой (СВЧ-печи и т.п.). Они используются
для создания производственных и лабораторных помещений, за-
щищенных от посторонних электромагнитных влияний, в которых
можно разрабатывать, налаживать и испытывать высокочувстви-
тельные приемные устройства различного назначения.

В МАТИ им. К.Э. Циолковского были выполнены теоретичес-
кие и экспериментальные исследования по использованию аморф-
ных волокон в экранирующих композиционных материалах типа
металл—диэлектрик. В качестве связующего применялись как термо-
пласты, так и эпоксидные и фенолформальдегидные смолы. На опыт-
ных образцах при толщине 4 мм и плотности не более 2,1 г/см3 полу-
чены следующие свойства:

Ослабление ЭМВ в диапазоне частот, дБ:

10 кГц—1,0 МГц................................60—80

1,0 МГц—80 ГГц.................................менее	90

Допустимая рабочая температура, °C...................более	100

Прочность на растяжение, МПа.........................менее	35

Прочность на изгиб, МПа..............................менее	30

По экранирующим свойствам предлагаемый материал не ус-
тупает листовым электротехническим сталям и пермаллоям, а по
отношению ослабление ЭМВ/удельный вес превосходит последние.

Технология изготовления материала включает в себя две ос-
новные технологические операции: получение методом экстрак-
ции аморфного волокна и его формование с полимерным связую-
щим. Таким образом, форма материала и его размеры определяют-
ся технологической оснасткой (конструкцией и размерами пресс-
формы). Наиболее простая форма — панели находят применение
для сооружения экранированных помещений. Но применяя более
сложные пресс-формы, можно изготавливать корпуса приборов ра-
диоэлектронных средств, компьютеров, мониторов и т.д.

Для армирования жаростойких бетонов производят спе-
циальные металлические элементы в виде иголок. Армируют жа-
ростойкие бетоны мерными волокнами из высоколегированных
сталей и сплавов, а из низколегированной и нержавеющей стали
— строительные бетоны специального назначения. Для получения
армирующих элементов используют резку проволоки, фрезерование
слитков и метод экстракции расплава. В нашей стране метод экстрак-
286
___________________________Технология производства тонких волокон
ции развивается в МАТИ им. К.Э. Циолковского применительно к
различным металлам и сплавам.

Мировой и отечественный опыт работы с волокнами для ар-
мирования бетонов показал, что в большинстве огнеупорных кон-
струкций толщиной более 50 мм оптимальные размеры иголок:
длина 20—35 мм, толщина 0,5 мм. Для улучшения связи с бетоном
стараются получать фибру с неровной, развитой поверхностью.
Н.Н. Тепляковым исследован и разработан процесс получения
фибры из окалиностойких сплавов методом экстракции расплава.
Получено волокно толщиной до 400 мкм, имеющее высокую од-
нородность химического состава, коррозионную стойкость и проч-
ность. Свойства быстрозакаленной окалиностойкой фибры выше,
чем у тянутой проволоки. Полученная в данной работе фибра трех
сплавов может быть применена в качестве арматуры жаростойких
бетонов при температурах: до 1200°С для Fe-Cr-Ni; при 900°С для
Fe-Cr-Al; при 800°С для Fe-Al-Si.

В результате использования металлических волокон для арми-
рования фрикционных материалов повышается стабильность ко-
эффициента трения, уменьшается коэффициент износа, повыша-
ется теплопроводность. Штапельные волокна из нержавеющей стали
в смеси с наполнителем из иголок нержавеющей стали использу-
ются в качестве автомобильных тормозных колодок.

В настоящее время на железнодорожном транспорте исполь-
зуются композиционные колодки с асбестовым наполнителем. В
качестве примера ниже показан состав (%) одной из лучших коло-
док марки “Кобра” США: асбест — 10,8; каучук — 15; порошко-
вый чугун — 10; кокс — 21,6; обожженный каолин — 10; сульфид
свинца — 19,5; свинец металлический — 4,6; вулканизирующие
вещества — 8,5. Основной недостаток выпускающихся композици-
онных колодок состоит в их низкой теплопроводности, что приво-
дит к повышенному разогреву трущейся пары и, как следствие, к
износу колес. Кроме того, входящий в состав колодок асбест неже-
лателен с экологической точки зрения.

Изготовлены безасбестовые тормозные колодки для пассажир-
ских и грузовых вагонов с наполнителем из чугунной фибры, по-
лученной в МАТИ им. К.Э. Циолковского по технологии экстрак-
ции расплава. Колодки прошли стендовые испытания на опытном
полигоне ВНИИЖТ. По сравнению с базовыми композиционны-
ми колодками теплопроводность возросла в 1,5 раза, коэффици-
287
ент трения остается стабильным как при сухой погоде, так и при
имитации дождя [31].

Лабиринтоподобная структура пористых материалов из воло-
кон способствует хорошему звуко- и вибропоглощению, особенно
при высоких значениях пористости. Испытания материала из воло-
кон нержавеющей стали показали, что он может конкурировать со
стекловолокном. При частотах до 1000 Гц коэффициент абсорбции
звука на 8—11 % больше, чем для стекловолокна. При более высо-
ких частотах показатели одинаковы и обеспечивают поглощение
более 90% звуковой энергии. Но в отличие от стекловолокна он
сохраняет свои свойства при повышенных температурах.

Механические вибрации также хорошо поглощаются воло-
конными материалами. Например, материал из волокон нержаве-
ющих сталей пористостью 76—80% имел в 2—6 раз более высокую
демпфирующую способность, чем алюминий, при равных с ним
удельных характеристиках. Он может работать при более высоких
температурах и в коррозионных средах. Его используют как про-
кладки при монтировании точных приборов и электронной аппа-
ратуры.

Пористые волокнистые материалы (ПВМ) применяют в сис-
темах теплозащиты. При подаче небольших количеств охладителя
(вода, спирт) температура пористой стенки,изготовленной из ПВМ
на основе нихрома, снижалась с 600°С в отсутствие охлаждения до
20—60°С и поддерживалась на этом уровне в газовом потоке с тем-
пературой 1500°С.

Английской фирмой был разработан заменитель асбестов,
состоящий из стекловолокновой ткани, армированной волокнами
из нержавеющей стали. Температурная стойкость нового материа-
ла достигает ЮОО’С.

Пористые листовые материалы из алюминиевых волокон най-
дут широкое применение в качестве основы для изготовления кон-
тактных устройств для ректификационных колонн воздухоразде-
лительных установок при производстве сжиженных газов и уста-
новок для низкотемпературной очистки и разделения газов в хи-
мической, химико-фармацевтической промышленности и т. д. Свой-
ства полуфабрикатов на основе алюминия могут быть повышены
путем создания на его поверхности слоя оксида алюминия толщи-
ной до 300 мкм.

Еще одно применение композиционных материалов с исполь-
зованием металлических волокон — покрытие для узлов транспор-
тировки, таких как валки или транспортерные ленты. Так, напри-
мер, фирма “Бекарт” (США) разработала слой из спеченных во-
локон нержавеющей стали. Толщина слоя 1,2 мм, поверхностная
плотность 0,8 кг/м2. Толщина используемых волокон от 7 до
23 мкм.

Для аналогичных целей японские фирмы создали ленту, со-
стоящую из резиновой матрицы, армированной волокнами из не-
ржавеющей стали. Удельный вес волокон в материале составил
10%, толщина волокон, используемых для армирования, 5—
50 мкм.

Были разработаны пресс-формы для литья криволинейных
ветровых стекол автомобилей. В качестве поверхностного слоя ис-
пользуются прессованные волокна нержавеющей стали толщиной
50 мкм и меньше. Это повышает термостойкость пресс-формы и
повышает срок ее службы. Стальное волокно диаметром 150—380
мкм применяют для изготовления шинного корда.

5.3.	Волокна из оксидной керамики

Проблема создания керамических волокон из тугоплавких
оксидов является одной из актуальных в современном материало-
ведении. Керамические волокна из поликристаллических оксидов
применяют для теплоизоляции высокотемпературных печей в ме-
таллургической, керамической промышленности. Керамические
волокна используют также для армирования пластиков, металлов
и других материалов. Поликристаллические волокна оксида алю-
миния применяют при высоких температурах. Эти волокна облада-
ют некоторыми уникальными свойствами: прочностью и высоким
модулем упругости, химической стойкостью в агрессивных средах
и радиопрозрачностью, поэтому они являются исключительно
перспективными для создания новых классов материалов конст-
рукционного и теплоизоляционного назначения [32].

Для получения керамических волокон наиболее широкое при-
менение нашли следующие методы:

1.	Формование из высоконаполненных суспензий на основе
ультратонких порошков оксида алюминия или циркония (непре-
рывное волокно марки FP, содержащее 99,5% А12О3 и 0,5% MgO)
— фирма “Дюпон”, США.
2.	Из водных растворов основных солей алюминия (золь-ме-
тод) (непрерывные волокна марки Nextel АВ-312 состава: 62%
А12О3 + 14% В2О3 + 24% SiO2; марки АС-03 состава: 70% А12О3 +
+ 29% SiO2 + 1% Сг2О3; марки С-П состава: 50% SiO2 4- 50% ZrO2
- фирма “ЗМ” (США).

3.	Метод неорганических солей (коротковолокнистые и длин-
новолокнистые дискретные волокна марки “Saffil” содержащие
95,0% А12О3 и 5% SiO2) — фирма “ICI” (Англия).

4.	Метод предварительной полимеризации полиалюмооксанов
(непрерывное волокно, содержащее 85% А12О3и 15% SiO2) — фир-
ма “Сумимото” (Япония).

Приведенные выше марки керамических волокон получены
различными способами, в основе которых лежат три нижеприве-
денные технологические операции [34]:

1.	Приготовление исходного формовочного раствора, в кото-
рый вводят необходимый оксид металла в виде коллоидных частиц
очень малых размеров, или приготовление разбавленных коллоид-
ных суспензий твердых тонких кристаллических частиц в воде или
других жидкостях. Таким образом, растворы можно приготовить
двумя способами: полимеризацией истинных растворов металло-
органических соединений или неорганических полимеров до об-
разования структур с высоким молекулярным весом либо введе-
нием в жидкость практически нерастворимых в ней тонкодиспер-
сных твердых частиц и органического связующего. Обычно в со-
став прядильной смеси входят органический растворитель, вода,
соли и алкоголяты металлов, металлоорганические соединения,
волокнообразующие органические полимеры и другие добавки для
улучшения выработочных свойств раствора. Раствор необходимо
концентрировать до получения определенной вязкости.

2.	Формование дискретных волокон фильерно-дутьевым и цен-
тробежно-фильерно-дутьевым способами из непрерывных “сырых”
волокон путем продавливания (экструзии) вязкого раствора через
фильерное устройство (диаметр фильер от 0,08—0,1 до 0,25 мм,
давление 0,4—5 МПа) в сушильную камеру. При сушке теряется
большая часть влаги и растворителя, и волокна, затвердевая, не
слипаются друг с другом.

3.	Спекание волокон в атмосфере воздуха или иной среде в
целях удаления органических составляющих, уплотнения и фор-
мирования окончательной структуры. На этой стадии протекают
290
химические реакции разложения и взаимодействия исходных со-
единений с образованием оксидов. Полученные волокна могут быть
аморфными или поликристаллическими.

В табл. 5.6 приведены различные способы получения керами-
ческих волокон [34].

Применение метода экстракции расплава для получения
керамических волокон

Применение этого метода к получению быстрозатвердеваю-
щих частиц неметаллов встречается значительно реже, чем для
случая металлических систем. Для достижения сверхбыстрого ох-
лаждения оксидов требуется обеспечить плавление материала в
окислительной атмосфере и контакт тонкого слоя расплава с ок-
ружающей средой. В МАТИ им. К.Э. Циолковского создан ряд уста-
новок для получения волокон оксидной керамики в воздушной
атмосфере. С их использованием получены волокна ряда керами-
ческих материалов и изделия из них.

Представляет интерес сравнить скорости охлаждения, дости-
гаемые методом экстракции расплава при получении таких раз-
личных материалов, как металлы и оксидные керамики. Существо-
вало опасение, что довольно низкая теплопроводность оксидов
помешает достижению высоких скоростей охлаждения. Используя
модельный материал системы NiO—СаО эвтектического состава,
В. Ревколевский достиг скорости охлаждения 2,6 • 105 К/с при ис-
пользовании метода молота и наковальни, что, по его мнению,
указывает на то, что при малой толщине образцов скорость охлаж-
дения определяется в основном используемым методом закалки и
не зависит от характера закаливаемого материала. По рассмотрен-
ной методике была произведена оценка скорости охлаждения для
случая использования метода ЭВКР. Из спеченных брикетов смеси
порошков NiO—СаО эвтектического состава были получены кера-
мические волокна толщиной 40 мкм. Измеряя межпластинчатое
расстояние и сравнивая его с результатами, полученными В. Рев-
колевским, было показано, что в приконтактной с диском зоне
скорость охлаждения составляла 1 • 105 К/с, а на расстоянии 2/3
толщины волокна она уменьшается до 6,7 • 104 К/с, что близко к
величинам, достигаемым при охлаждении данным методом ме-
таллических расплавов.
Методы получения керамических волокон

Таблица 5.6

Метод	Сущность метода	Получаемый материал
Формирование	Пригоден только для систем, которые	Стекловолокно,
волокон из рас-	в расплавленном состоянии обладают	алюмосиликатные
плавов	достаточной вязкостью; расплав про- давливают через фильеры или разду- вают	волокна, кварце- вое волокно
Вытягивание	Из расплава вытягивают монокристал-	Монокристалли-
монокристаллов из расплава	лы в виде волокна	ческие волокна из оксида алюминия
Экстракция	Из стекла, имеющего низкую темпера- туру плавления, получают волокно, выщелачивают определенные ком- поненты, повторно спекают, получают тугоплавкое волокно	Стекловолокно, выщелоченное в соляной кислоте; кремнеземное волокно
Метод химиче-	Из сравнительно легкоплавкого стекла	Волокна из нит-
ской реакции	получают волокно, которое затем всту- пает в реакцию с газами, получают тугоплавкое волокно	рида бора
Каркасный ме-	Органические волокна пропитывают	Волокна из окси-
тод	неорганическими солями и спекают	да циркония
Метод неорга-	Смесь из органических полимеров и	Волокна из окси-
нических солей	неорганических солей формуют в виде волокна и спекают	да алюминия
Золь-метод	Кремнезоль, алюмозоль формуют в виде волокон и спекают	Волокна из окси- да алюминия, марка “Nextel”
Метод суспен-	Из суспензии, содержащей керамиче-	Волокна из окси-
зий	ский порошок, формуют волокно и спекают	да алюминия, марка “FP”
Предваритель-	Неорганический полимер, содержащий	Волокна из окси-
ная полимери- зация	структурные элементы керамики, формируют в виде волокна, затем спе- кают	да алюминия
Химическое	На основу в виде волокна наносят ке-	Вольфрамовое
осаждение	рамику методом химического осажде- ния	волокно с покры- тием из бора или карбида кремния

С учетом полученных результатов на установке быстрого зат-
вердевания расплава керамики получены волокна на основе А12О3
и ZrO2 [17—19]. Волокна А12О3 и А12О3 + 6% SiO2 получали при
мощности лазерного излучения 250 Вт, скорость вращения диска-
кристаллизатора изменялась от 300 до 1000 об/мин. Волокна ZrO2
получали при мощности 300 Вт, скорость вращения диска-крис-
292
таллизатора оставалась прежней. Толщина волокон изменялась в
пределах от 20 до 100 мкм, а длина от 10 мм и более. Электронно-
микроскопическое исследование поверхности волокон показало,
что с увеличением толщины волокна прослеживается переход от
структуры образованной столбчатыми дендритами, к развитой ден-
дритной (рис. 5.11).

Рис.5.11. Состояние поверхности затвердевания и излома волокна из ZrO2

Фазовый состав волокон исследован методом рентгеновского
дифрактометрического анализа. Исследовали волокна в исходном
состоянии и после термообработки. Волокна отжигались при тем-
пературах 900, 1250 и 1600°С. Образец помещали в нагретую печь и
извлекали после соответствующей термообработки в течение 1 ч.
Рентгенограммы снимались со скоростью 3 град/мин с использо-
ванием медного излучения. Результаты анализа приведены в табл.
5.7.
Таблица 5.7.

Фазовый состав оксидных волокон, полученных быстрым
затвердеванием расплава

Состав	Температура отжига, °C	Фазовый состав
	Исходное	У, 8, (а)
А12О3	900	8, у, (а)
	1250	а, 8, у,
	1600	а
	Исходное	у,е
	900	у.е
А12О3 + 6% SiO2	1200	6, У, (а)
	1400	а

Примечание: в скобках указаны следы фазы.

В исходном состоянии волокно в основном состоит изу-А12О3
(80%), в незначительном количестве присутствует а-А12О3 («2%) и
остальное 8-А12О3. При повышении температуры до 900°С фазовый
состав волокон практически не меняется. Дальнейшее повышение
температуры до 1250°С приводит к увеличению содержания а- А12О3
примерно до 30%, одновременно происходит уменьшение коли-
чества у-А^Оз и незначительное увеличение S-Al^. При повышении
температуры до 1600°С происходит полное исчезновение у- и
S-AljOj. Волокно полностью состоит иза-А^Оз» Присутствия 0-фазы
не было обнаружено. Таким образом, увеличение температуры отжи-
га приводило к следующей последовательности превращений: у ->
8 -> а. Переход к однофазному состоянию (a-фаза) наблюдался
при температуре 1600°С.

Анализ дифрактограмм волокон состава А^Оз 4- 6% SiO2 позво-
лил сделать вывод о присутствии у- и 0- модификаций Al^. Добав-
ление 6% SiO2 привело к изменению схемы фазовых превращений:
у -> 0 -> а. Появление а-фазы наблюдалось при 1400°С.

Одним из возможных технологических решений проблемы
получения сверхпроводящих проводов и электромагнитных экра-
нов является создание композиционного материала из длинномер-
ных тонких и достаточно гибких ВТСП-волокон. Для получения
длинномерных волокон из ВТСП-керамики может быть использо-
ван метод ЭВКР [16]. Непосредственно после закалки расплава
керамики YBa2Cu3O7 нити имеют мелкодисперсную квазиаморф-
ную структуру и являются диэлектриками. Результаты рентгенофа-
294
зового анализа свидетельствуют об отсутствии в них сверхпроводя-
щей фазы. После отжига в атмосфере кислорода при 950°С в тече-
ние 5 ч волокно рекристаллизуется с образованием зернистой струк-
туры, имеющей размер зерен до 10 мкм, и содержит сверхпрово-
дящую фазу. Возникновение сверхпроводящего перехода регист-
рировалось с помощью статической магнитной восприимчивости
Т (кривая экранирования) в поле 0,05 кЭ. Начало сверхпроводя-
щего перехода соответствовало температуре 90 К, завершение пере-
хода — 10 К. Следует отметить, что зависимость Тявляется объем-
ной характеристикой образца, поэтому столь размытый переход
может быть следствием ряда причин. Так, как показал химический
и энергодисперсионный рентгеновский анализ, одной из причин
разброса Тк является изменение состава керамики в процессе вы-
тягивания волокна, в частности уменьшение содержания иттрия в
меди.

Создание новых поколений авиационных ГТД связано со зна-
чительным повышением температуры рабочей газовой среды (с
1300 до 1700°С), что требует использования новых жаропрочных
конструкционных материалов, способных работать в окислитель-
ных газовых средах при температурах 1100—1300°С и выше. В каче-
стве основы таких конструкционных материалов большой интерес
представляет возможность использования металлического хрома. Для
нашей страны эта проблема имеет огромный интерес, так как в
отличие от США и других развитых стран мира мы располагаем
весьма значительными собственными запасами богатых и дешевых
хромовых руд.

Работ по созданию композита хромовая матрица — оксид ит-
трия известно немного, только в работе [33] изучены состав и струк-
тура образцов композиционного материала У2О3 —Сг, полученных
методом горячего прессования (ГП) в вакууме, аргоне и углеро-
досодержащей среде. Содержание хрома в композите составляло
30% (объемн.). Температура ГП композита в вакууме и аргоне со-
ставляла 1100, 1250 и 1400 и 1400°С в среде (СО + СО2). Давление
прессования 300 атм, время выдержки 10 мин. При прессовании в
вакууме не происходит образования новых фаз. В образцах, полу-
ченных в среде аргона при 1 ЮО’С^обнаружены следы хромита ит-
трия, с повышением температуры ГП содержание УСгО3 достига-
ет 9% (объемн.) при 1400’С. В образцах, подвергнутых ГП в среде
СО+СО2 хром не зафиксирован, есть только оксид и хромит ит-
трия в количестве 21% (объемн.). По результатам работы сделан
вывод о том, что в присутствии кислорода по границе оксид ит-
трия—хром происходит образование хромита иттрия, возможно
присутствие Сг2О3, но он явно не выделен, по-видимому из-за его
рентгеноаморфности.

Представляет интерес проведение работ по созданию компо-
зиционного материала с плотностью не выше 6—6,6 г/см3 на ос-
нове хрома с упрочнением высокопрочными керамическими во-
локнами [34]. В качестве армирующих волокон были использованы
волокна из оксида иттрия. Оксид иттрия, взаимодействуя с хромо-
вой матрицей, образует на ее поверхности защитную пленку, ко-
торая предохраняет хром от взаимодействия с газовой средой. Для
объединения таких важных свойств, как создание защитной плен-
ки на поверхности композиционного материала и увеличение проч-
ности контакта на границе матрица—армирующее волокно, было
решено ввести в состав волокна из оксида иттрия 5% (по массе)
Сг2О3. В системе У2О3—Сг2О3 установлено существование одного со-
единения УСгО3, которое подвергается частичной термической дис-
социации в твердой фазе, что приводит к размытости максимума
на кривой плавкости.

Для получения волокон из порошков оксидов был приготов-
лен состав: У2О3+ 5% Сг2О3. Из исходных смесей прессовали образ-
цы размером 10x10x70 мм, которые подвергали твердофазному
спеканию при 1600°С на воздухе, до достижения механической
прочности, достаточной для крепления образца в захватах уста-
новки. С целью увеличения стойкости к термическому удару, воз-
никающему при плавлении образца, плотносгь образца составля-
ла менее 100 %. Торец спеченного образца плавили лазерным лу-
чом для создания висячей капли расплава. Луч лазера фокусиро-
вался линзой из КС1 на краю образца, имеющего форму стержня.
Мощность лазерного излучения, которая варьировалась в пределах
от 500 до 1500 Вт, и размер пятна подбирали, чтобы достигнуть
равномерного плавления материала. Из-за большого градиента тем-
ператур между оплавляемым краем стержня и холодным его кон-
цом часто происходит поперечное растрескивание образца. Для
устранения этого явления обрабатываемый стержень нагревали
факелом кислородно-водородной горелки как перед подачей ла-
зерного излучения, так и во время процесса экстракции расплава.
Волокно вытягивали из висячей капли расплава с помощью вра-
296
щающегося диска теплоприемника. Скорость вращения диска из-
менялась от 300 до 1000 об/мин.

В работе исследовали спеченную часть огарка, его оплавлен-
ную часть и волокно, полученное из спеченного образца. Результа-
ты рентгенофазового анализа спеченной части огарка исходного
образца показывают, что его фазовый состав образован кубичес-
кой модификацией оксида иттрия и незначительными количествами
моноклинного хромита иттрия и диоксида хрома. Не представля-
ется возможным уверенно говорить о присутствии оксида хрома.
Возможно, он полностью вступил во взаимодействие с оксидом
иттрия в процессе спекания. Хромит иттрия мог образоваться в
результате спекания смеси порошков У2О3+Сг2О3.

Рентгенофазовый анализ зоны плавления показал, что она
состоит из кубической модификации оксида иттрия и незначи-
тельного количества орторомбической модификации хромита ит-
трия. Таким образом в процессе плавления и последующей крис-
таллизации образовавшийся в исходной смеси хромит иттрия пе-
реходит из моноклинной в орторомбическую форму. По данным
рентгеноспектрального анализа, содержание хрома в оплавленном
слое уменьшается приблизительно в 3 раза по сравнению с исход-
ным составом, т. е. можно сделать вывод о том, что Сг2О3 интен-
сивно испаряется в процессе плавления.

На продольном изломе образца на границе капли со спечен-
ным материалом наблюдаются цепочки крупных газовых полостей.
Полости имеют щелевидную форму, вытянуты вдоль поверхности
расплава и достигают в поперечнике в отдельных местах 500 мкм.
Протяженность таких полостей в несколько раз, а иногда на поря-
док и более, превосходит их поперечные размеры. Пористость,
образующаяся на границах ликвидус и солидус материала, спо-
собствует разрушению образца в поперечном направлении. Мате-
риал, окружающий полости в “горячем” слое толщиной около 2,5
мм, представляется существенно более плотным, чем в более “хо-
лодных” зонах. Далее микроструктура становится близкой к исход-
ной и практически не меняется до конца образца.

Полученные волокна оксидной керамики имели длину от 10
мм и более при толщине от 40 до 90 мкм. Наблюдались два типа
поверхности — с бугристым рельефом (волокно имеет вид “бус”)
и более тонким рельефом. Образование “бус” можно объяснить
вытягиванием слоя расплава затвердевшим волокном, что при низ-
кой вязкости и высоком поверхностном натяжении расплава ту-
гоплавких оксидов приводит к стягиванию его в виде бугорков и
“бус” на поверхности волокна. Изучение поверхностей изломов
волокон показывает, что последние сложены в основном из плас-
тинчатых дендритов, расположенных перпендикулярно оси воло-
кон. Средний размер дендритной ячейки составляет 2000 нм.

Рентгенофазовым анализом волокон обнаружено присутствие
только кубической модификации оксида иттрия, однако волокна
окрашены в зеленый цвет, что свидетельствует о присутствии ка-
тионов хрома. Более детальными исследованиями было установле-
но, что содержание хрома в волокнах значительно ниже, чем в
расплаве (концентрация хрома уменьшается в 11—12 крат, по срав-
нению с 3- кратным в расплаве).

Для улучшения контакта волокна с матрицей и придания ке-
рамическим волокнам достаточной прочности используют обра-
ботку поверхности волокон перед введением их в матрицу. В дан-
ной работе проводили напыление хрома на керамические волокна.
Напыление матричного слоя проводили магнетронным напыле-
нием. На рис. 5.12 представлен излом напыленного волокна, на
котором четко видны области хрома и керамического волокна. Тол-
щина волокна с напыленным слоем хрома изменяется от 150 до
250 мкм.

Проведено исследование термической стабильности компо-
зиции хромовое покрытие — волокно оксида иттрия. Для этого
волокна, покрытые слоем хрома, отжигали при 1500—1700°С в те-
чение 1 ч и исследовали методами электронной микроскопии, рен-
тгеноспектрального и рентгенострукгурного анализов. Проведен-
ные исследования позволяют сделать вывод, что в результате тер-
мообработки напыленных хромом волокон хром мигрирует как
диффузионным путем, так и в парах по границам зерен и несплош-
ностей внутрь волокна и, взаимодействуя с оксидом иттрия, обра-
зовывает хромит иттрия. Из смеси керамических волокон с порош-
ком хрома были получены образцы композиционного материала
Сг — быстрозатвердевшее волокно Y2O3.

Были проведены исследования по оценке возможности ис-
пользования метода ЭВКР для получения промышленного ката-
лизатора синтеза аммиака. Результаты испытаний приведены в табл.
5.8. В качестве сравнения использовали промышленный катализа-
тор марки СА-1П фракции 1—2 мм.
Рис. 5.12. Излом волокна покрытого слоем хрома

Таблица 5.8.

Активность катализатора, полученного методом ЭВКР в синтезе аммиака
(р = 300 атм, w = 30000 я-1)

Образец	Выход NH3, %, при /, °C				К 400  Луд	*$уд, м2/г
	550	500	450	400		
Волокно	15,0	16,4	17,6	12,2	860	0,3 I 0,3/9
СА-1	14,6	14,4	16,1	11,1	640	1 1 1/ю

Примечание. В числителе — до восстановления, в знаменателе — после
восстановления.

Рентгеновский фазовый анализ образца катализатора, полу-
ченного методом ЭВКР, показал, что основной фазой в нем явля-
ется магнетит, как и в традиционных катализаторах синтеза амми-
ака. Волокна, полученные методом экстракции расплава, имеют,
как правило, низкую удельную поверхность. Действительно, как
видно из табл. 5.8 удельная поверхность катализатора после закал-
ки расплава составляет 0,3 м2/г. При последующем восстановлении
эта величина существенно увеличивается (до 9 м2/г) и становится
сравнимой с удельной поверхностью промышленного катализато-
ра (10—15 м2/г), но при этом образец из волокон проявляет более
высокую каталитическую активность, чем промышленный ката-
лизатор, из которого он был получен.
Повышенную активность катализатора после закалки распла-
ва можно объяснить с двух позиций. В.К. Яцимирским и Н.И. Ги-
ренковой показано, что грани a-Fe проявляют различную актив-
ность в синтезе аммиака. Можно предположить, что выпуклая по-
верхность затвердевания волокон катализатора образована граня-
ми, активными в исследуемом процессе. Для подтверждения этого
предположения были сняты рентгенограммы волокон катализато-
ра, ориентированных в одном направлении. Сопоставление полу-
ченных данных указывает на существенное различие в дифрактог-
раммах растертого и ориентированного образцов, что, очевидно,
связано с наличием текстуры. Было установлено, что при верти-
кальном и горизонтальном расположении волокон соотношение
интенсивностей различных линий и для a-Fe и для Fe3O4 сильно
изменялось. Анализируя соотношение интенсивностей в зависи-
мости от ориентации волокна, можно сделать вывод о том, что
имеется неравномерный выход граней кристаллической решетки
с различными индексами на поверхность. При восстановлении
возможен рост тех граней a-Fe, которые обладают наибольшей
активностью в синтезе аммиака.

Кроме того, при исследовании волокон катализатора с помо-
щью электронной микроскопии было обнаружено, что они обла-
дают необычной структурой, обусловленной методом получения.
На изломе волокна видно столбчатое строение структуры. Рост
кристаллов происходит со стороны, контактирующей с диском-
кристаллизатором. Методами локального рентгеноспектрального и
электронно-микроскопического анализов на установке “Stereoscan
S4-10” исследовано распределение активаторов на основе калия и
алюминия на поверхностях частиц катализаторов. Изучение пока-
зало, что на поверхности затвердевания катализаторов, получен-
ных методом ЭВКР, не подвергшихся процессу восстановления,
активаторы распределены весьма равномерно, морфологически
представляя из себя субмикронной толщины чешуйки (на основе
калия), облегающие вершины выходящих на поверхность дендри-
тов (рис. 5.13). После восстановления равномерное распределение
активаторов сохраняется, причем фаза на основе калия образует
на поверхности сетку из тонких субмикронной толщины пласти-
нок, а вершины дендритов основной фазы претерпевают диспер-
гацию от начальной величины в 2—10 мкм до -0,2—0,4 мкм. В не-
сколько меньшей степени вышеописанное характерно для поверх-
300
Рис. 5.13. Микроструктура поверхности волокна катализатора синтеза ам-
миака, полученного методом ЭВКР:
а — до восстановления. х2000; б — после восстановления. х2000

ности, контактирующей с диском-кристаллизатором. Однако пос-
ле восстановления активаторы и здесь распределены достаточно
равномерно. В поверхностных слоях волокон катализаторов, полу-
ченных методом ЭВКР, до восстановления зафиксировано в 3 раза
меньше калия и алюминия, чем в аналогичных волокнах промыш-
ленных катализаторов. После восстановления содержание калия в
поверхностном слое толщиной ~ 2 мкм падает в 2,5—3 раза, а
алюминия в 1,5 раза. Что касается промышленных катализаторов,
то после восстановления исходные порошки рассыпаются на от-
дельные фрагменты. На их шаровой поверхности активаторы часто
образуют агломераты протяженностью до 10—20 мкм, чередуясь с
областями материала основной фазы, покрытыми отдельными
игольчатыми выделениями. На поверхностях естественных изло-
мов количество зон, свободных от активаторов, довольно велико
(рис. 5.14).

Таким образом, применение метода экстракции расплава для
получения керамических волокон дает возможность:

—	получить волокна различного химического состава толщи-
ной от 30 до 100 мкм;
Рис. 5.14. Микроструктура промышленного катализатора после восстанов-
ления, х 1000

—	получить волокна с поверхностью, образованной выхода-
ми растущих дендритов от столбчатой формы до развитой древо-
видной;

—	изменить дисперсность и морфологию выделения фаз, вхо-
дящих в состав материала благодаря высоким скоростям при зат-
вердевании;

—	изменить кристаллографическую ориентацию огранки рас-
тущих кристаллов вследствие образования текстур затвердевания.

5.4.	Стеклянные и базальтовые волокна

Стеклянные волокна (СВ) сочетают сравнительно малую плот-
ность с высокими теплостойкостью, трибо- и химической стойко-
стью и прочностью, низкими теплопроводностью и КТР, они не-
горючие, стойки к биологическому воздействию. Стекловолок-
но легко перерабатывать на обычном текстильном оборудовании.
К недостаткам следует отнести высокую хрупкость волокон. Для СВ
характерна очень гладкая поверхность без волнистости или высту-
пов, что затрудняет фиксирование при укладке по слоям. Непре-
рывные СВ изготавливаются вытягиванием из расплавленной стек-
ломассы через фильеры одно- или двухстадийным способом либо
из стеклянных стержней. Штапельное волокно формуется путем
вытягивания непрерывного СВ из струи расплавленного стекла с
последующим разрывом его на отрезки ограниченной длины (спо-
соб воздушного вытягивания) или разделением струи (пленки)
расплавленного стекла на отдельные объемы, растягиваемые в ко-
роткие волокна раздувом (дутьевой способ), центробежным или
комбинированным способами. По прочности (1000—6000 МПа)
технические СВ значительно превосходят исходные массивные стек-
ла (100 МПа) вследствие более изотропной структуры высокотем-
пературного расплава стекла, из которого вырабатываются волок-
на, и высокой скорости их охлаждения, предотвращающей обра-
зование опасных микродефектов и микротрещин на поверхности
СВ в процессе их формирования. Наиболее высокую техническую
прочность, достигающую прочности кварцевых волокон, имеют
СВ из стекол магнийалюмосиликатного состава (табл. 5.9). Темпе-
ратура размягчения стеклянных волокон в зависимости от состава
колеблется в диапазоне 700—880°С [35, 36].

Таблица 5.9

Механические свойства стеклянных волокон [35]

Тип,марка стекла	£, ГПа	а„ Па	8, %
Алюмоборосиликатное Е-стекло	73,5	35000	4,8
Высокомодульное (ВМ-1)	95	4200	4,8
Высокопрочное магнийалюмо-	86,8	4650-4900	5,4
силикатное			
Плавленый кварц	74,2	6000	4,6

Типичный базальт имеет в своем составе следующие оксиды:
% (по массе): 50 SiO2, 15 А12О3, 3 ТЮ2, 11 FeO, 2 Fe2O3, 9 СаО; 5
MgO и др. Для базальтовых волокон характерны более высокие теп-
ло- и щелочестойкость. Базальтовые волокна существенно дешевле
стеклянных, а способ получения аналогичен стеклянным. В России
выпускают супертонкие базальтовые волокна диаметром 0,2—4 мкм,
которые используются в качестве эффективной теплоизоляции [36].
5.5.	Углеродные волокна

Благодаря разнообразным ценным, а по ряду показателей
уникальным механическим и физико-химическим свойствам среди
жаростойких волокон особое положение занимают углеродные во-
локна (УВ). В них удачно сочетаются высокие прочность и модуль
упругости с низкой плотностью, поэтому по удельным показателям
они превосходят все жаростойкие волокна. Высокопрочные высо-
комодульные УВ имеютав= 2,5+3,5 ГПа иЕ= 200+700 ГПаприу =
= (1,6+1,8) • 103 кг/м3. УВ присуща высокая теплостойкость, они
разнообразны по электрофизическим свойствам (от полупроводни-
ков до проводников с проводимостью, характерной для металлов)
и могут иметь сильно развитую поверхность (1000—2000 м2/г).

В качестве исходного продукта при получении УВ применяют-
ся волокна, которые получают из пеков, природных или синтети-
ческих смол. Процесс получения УВ из любого вида сырья включа-
ет высокотемпературную обработку (карбонизацию и графитиза-
цию) органического волокна, при которой в результате термичес-
кой деструкции осуществляется переход от органического к УВ.
Две стадии высокотемпературной обработки (карбонизация и гра-
фитация) разграничены конечной температурой обработки. Кар-
бонизация заканчивается в интервале температур 1173—2273 К (по
данным различных авторов), и содержание углерода в волокне со-
ставляет 80—90%. Волокна, полученные на этой стадии, называются
карбонизованными. Графитизация проводится при температурах до
3273 К. Исходным материалом для графитации служат, как прави-
ло, карбонизованные волокна, а получаемые УВ называют графи-
тированными. Содержание углерода в графитированном волокне
выше 90%. При графитации в карбонизованном волокне протека-
ют структурные превращения, вследствие чего изменяются свой-
ства.

УВ имеют высокие значения удельных механических харак-
теристик овуд = (9+20) • 104 м-1; Еу = (4+32) • Ю^1, но разброс этих
показателей вследствие неоднородности исходного волокна зна-
чительный, он возрастает при высокотемпературной обработке.
Коэффициент вариации может достигать 20—25%. Для армирования
конструкционных материалов используются в основном УВ с вы-
сокими показателями механических свойств. Условно они делятся
304
___________________________Технология производства тонких волокон
на две группы: высокомодульные (Е = 300+700 ГПа; ов = 2+3,2) и
высокопрочные (ов = 2,5+3,2 ГПа; Е = 200+250 ГПа). Получены
также волокна, в которых сочетаются высокая прочность и высокий
модуль упругости [35, 36].

5.6.	Волокна бора, карбида кремния и борсика

Волокна бора и карбида кремния получают осаждением из
газовой фазы бора и SiC на нагретую до 1100—1200°С поверхность
вольфрамовой проволоки диаметром 12,5 мкм. Диаметр волокон,
выпускаемых промышленностью, 90+150 мкм. Для получения
волокон используется одно- или двухкамерный реактор, через
который со скоростью 4,7+18 м/ч протягивается вольфрамовая нить,
нагретая с прямым пропусканием электрического тока, подводи-
мого через затворы-контакты. Соотношение компонентов парогазо-
вой фазы подбирается в зависимости от требуемого конечного
диаметра волокна и размеров реактора. Образование осаждающегося
бора путем восстановления его из тетрахлорида бора протекает в
среде водорода по реакции:

2ВС13 + ЗН2 -> 2В + 6НС1.

При осаждении карбида кремния парогазовой фазой служит
смесь метилтрихлорсилана CH3SiCl3, аргона и водорода. Образование
осаждающегося карбида кремния протекает по суммарной реакции:

CH3SiCl3 -> SiC + ЗНС1.

Карбид кремния используют и как покрытие для повышения
жаростойкости борных волокон. Волокна бора, покрытые тонким
(3+5 мкм) слоем карбида кремния, называются волокнами борсика.
Карбид кремния для покрытия образуется по той же реакции, по
которой получаются непрерывные волокна карбида кремния, но
при этом подложкой является не вольфрамовая проволока, а борное
волокно. Физико-механические свойства волокон бора, карбида
кремния и борсика приведены в табл. 5.10.
Таблица 5.10

Физико-механические свойства волоков бора, карбида кремния
и борсика [35]

Материал	мкм	£, ГПа	а., ГПа	а», ГПа	8, %
В	100	385+448	2,5+3,8	6+6,5	0,2+0,8
B/SiC	104+145	420	2,98	—	—
SiC	100	400+500	2+4	7	0,3+0,5

Благодаря высокой прочности, жесткости и малой плотности
волокна бора, карбида кремния и борсика (B/SiC) перспективны
для упрочнения эпоксидных матриц и матриц на основе легких
металлов [35, 36].
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1.	The International Journal of Powder Metallurgy. 1997. V. 33. №. 1. P. 10.

2.	Кац ГС. Наполнители для полимерных композиционных материа-
лов: Справочное пособие: Пер. с англ. - М.: Химия, 1981. - 736 с.

3.	Казанский А.В., Ляхов, И.М., Гарина и др. Порошковая металлургия
микрокристаллических и аморфных сплавов за рубежом // М.: Черметин-
формация. 1988. Вып. 9 (312). С. 63

4.	Аморфные сплавы /А.И. Манохин, Б.С. Митин, В.А. Васильев, А.В.
Ревякин. - М.: Металлургия, 1984. - 160 с.

5.	Митин Б.С., Серов М.М., Петухов С.А., ПужайлоЛ.П., Фролов В.Д.,
Попель П. С. / Физика и химия обработки материалов. 1995. № 1. С. 116-122

6.	Пужайло Л.П., Фролов В.Д., Серов ММ/Аннотации докладов участни-
ков семинара Европейской экономической комиссии ООН: Новые ма-
териалы и их применение в машиностроении. - Киев: КИНГА, 1992. - 156 с.

7.	А.с. 1327379 СССР. ВасильевВ.А, СалтыковВ.Н., МитинБ.С., Тепля-
ков Н.П. Ц Бюл. изобр. 1985. № 1.

8.	А.с. 1026938 СССР. Солдатенко В.А., Митин Б.С., Чижик С.П. и др. //
Бюл. изобр. 1982. № 4.

9.	Пат. 2071868 РФ. Пилипенко В.И., Хлебцевич В.А., Варавин В.А., Цику-
нов А.В. // Бюл. изобр. 1997. № 4.

10.	Анциферов В.Н., Шмаков А.М., Терешин Н.В. /Физика и химия обра-
ботки материалов. 1994. № 2. С. 132-134

11.	Терешин Н. В. Разработка технологии и оборудования для получе-
ния микрокристаллических волокон из титановых сплавов методом высо-
коскоростной закалки расплава. - Пермь: НИИ проблем порошковой тех-
нологии и покрытий. (РИТЦ ПМ). 1996.

12.	Пат. № 5027886 США. Кл. 164-463, 2.07.1991 г.

13.	А. с. 1790474 СССР. Губин Ю.А., Кобылин А. С., Куртушина Н.Н., Ро-
манчев П.П., Шабанов В.П, Переверзин А.В., Бестолков О.И., Ковригин А.Г
// Бюл. изобр. 1965. № 14.

14.	Пат. 2066588 РФ. Пашков И.Н., Родин И.В., Шокин С.В., Васильев В.А.

// Бюл. изобр. 1996. № 26

15.	Митин Б.С., СеровМ.М., СтруковК.Э., ВасильевВ.А., Зимаков В.П. /
Порошковые сплавы для авиационной техники: Тезисы докладов отрас-
левой научно-технической конференции - М.: МАТИ им. К.Э. Циолковс-
кого. 1988. С. 10.

16.	Серов М.М., Фролов В.Д., Митин Б.С., Фомина Г.А., Зимаков В.П /
Физика электронных структур на основе высокотемпературной сверхпро-
водимости: Доклады и тезисы 1-го Всесоюзного семинара “Сверхматри-
ца” 1989. С. 170

17.	Митин Б.С., Генералов НА., Серов М.М., Егоров О.Н., Еднерал Н.В.,
Зимаков В.П. / Неорганические материалы. 1992. Т. 28. № 10/11. С. 2236-2237.
18.	Митин Б. С, Серов М.М., Егоров О.Н. / Проблемы современных мате-
риалов и технологий. Производство наукоемкой продукции:. Ч. 1. Пермь:
НИИ проблем порошковой (РИТЦ ПМ). 1993. С. 141-142.

19.	Серов М.М., Егоров О.Н., Валъяно ЕЕ., Зимаков В.П., Фролов В.Д. /
Физика и химия обработки материалов. 1994. № 2. С. 129-131.

20.	Mitin B.S., Serov. М.М., Michalchenkov A.N. I IAC-94 international
aerospace congress. Abstracts, August 15-19.1994. P. 551.

21.	Mitin B.S., Serov. M.M., Michalchenkov A.N. IAC-94 international aerospace
congress., 1994. August 15-19. Theory, Application, Technologies. Proceedics.
1995. V. 2. P. 605-608.

22.	Пат. № 2088377 РФ. Митин Б. С, Серов М.М. // Бюл. изобр. 1997. № 24.

23.	Прищепов С.В., Борисов Б.В., Серов М.М. / Новые материалы и тех-
нологии: Тезисы докладов Российской научно-технической конференции.
Направление: Материаловедение и технология материалов. - М.: МАТИ-
РПУ.1997.С. 78

24.	Физическое металловедение. Т. 2: Пер. с англ. / Под ред. Канна - М.:
Металлургия, 1987. - 624 с.

25.	Архангельский В.М., Михальченков А.Н. / Физика и химия обработки
материалов. 1994. № 2. С. 124-126.

26.	Митин Б.С., ВасильевВ.Ю., МихальченковА.Н., Фролов Е.В. /Физика
и химия обработки материалов. 1996. № 2. С. 103-109.

27.	Багузин С.В., СуязовА.В. Кристаллические сплавы железа, получен-
ные закалкой из жидкого состояния / М.: Обзор. Информ. Сер. Металлове-
дение и термическая обработка. 1988. Вып. 1. 31с.

28.	Абросимов Ю.В., Бурова Н.И. Участие в разработке и испытании тер-
мостойких фильтрующих материалов и выдача рекомендаций по их при-
менению./М.: НИИОгаз. 1981.100 с.

29.	Абросимов Ю.В., Бурова Н.И. Разработка и испытание термостойких
фильтрующих материалов и элементов./М.: НИИОгаз. 1982.160с.

30.	Белов С.В. Пористые проницаемые материалы: Справочник. - М.:
Металлургия, 1987. - 337 с.

31.	Архангельский В.М., Васильев В.А., Михальченков А.Н. / Новые мате-
риалы и технологии машиностроения. - М.; - МГАТУ, 1993. - 210 с.

32.	Доржиев Д.Б., Зуева В. И, Хазанов В.Е. Некоторые особенности по-
лучения поликристаллических волокон оксида алюминия / Обзорная се-
рия. Стеклянные волокна и стеклопластики. - М.: НИИТЭхим. 1988. - 55 с.

33.	Бородина Т.И., Валъяно ЕЕ., ГутноваЛ.Б., Фомина Г.А. Тугоплавкие
соединения редкоземельных металлов. - Новосибирск; Наука. 1979. - 157 с.

34.	Mitin B.S., Serov М.М. / SAMPE Journal. 1997. V. 33. № 2. Р. 34-36.

35.	Композиционные материалы: Справочник / Под ред. Д.М. Карпи-
носа. - Киев: Наукова думка. 1985. -592 с.

36.	Аникеева Л.М., Маркин В.Б. Композиционные материалы. Ч. 1. - Бар-
наул: Изд. АлтГТУ. 1997. -130 с.
Глава 6. ПРИМЕНЕНИЕ И СВОЙСТВА
БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ МАТЕРИАЛОВ

6.1. Получение длинномерной продукции методом
"извлечения” расплава

Процессы получения продукции методом закалки из распла-
ва позволяют, с одной стороны, достигать высоких скоростей ох-
лаждения, что приводит к кардинальному изменению структуры и
свойств получаемого материала, с другой стороны, получать про-
дукцию в таком виде и форме, которые трудно достижимы тради-
ционными методами (например, волокна, чешуйки, иглы, фоль-
ги). Данные преимущества в наибольшей мере проявляются в слу-
чае получения металлов и сплавов, хрупких по своей природе и
труднообрабатываемых давлением. Кроме этого, процесс получе-
ния закаленных материалов из расплава при обеспечении посто-
янства подачи расплава легко автоматизировать и сделать непре-
рывным или полунепрерывным.

В традиционной металлургии для решения вопросов получе-
ния длинномерных, фасонных заготовок или полуфабрикатов для
последующего передела используют следующие методы литья [1]:
1) литье методом жидкой прокатки; 2) жидкую штамповку или
литье выдавливанием 3) непрерывное и полунепрерывное литье;
4) литье намораживанием.

Литье методом жидкой прокатки (рис. 6.1) представляет со-
бой совмещенный способ литья и прокатки. Его применяют для
изготовления лент и листов из алюминия, чугуна и других сплавов.
Жидкий металл наливают из ковша в приемник, из которого он
поступает в зазор между вращающимися навстречу друг другу вал-
ками, где и происходит кристаллизация металла. Закристаллизо-
вавшийся металл в пластичном состоянии выжимается из зазора
между валками в виде ленты. Ленты непосредственно из жидкого
металла, минуя прокатку слитков, получают на комплексно-меха-
низированных линиях с производительностью до 12 т/ч при ско-
ростях непрерывного литья 0,5—1,5 м/с. Ширина ленты при этом
составляет до 750 мм, толщина — от 0,7 до 2,5 мм.
2 Рис. 6.1. Схема процесса жидкой прокатки:
Расплав	1 — приемник с металлом; 2, 3 — охлаждаемые

w	валки; 4 — закристаллизовавшийся металл

,4 Жидкая штамповка занимает промежу-
/--"У. Д	точное положение между литьем и горячей

1	' Jr штамповкой. Порцию жидкого металла при

з этом заливают в металлическую матрицу и с
помощью пуансона выдавливают металл до
заполнения формы. Одним из вариантов этого метода может быть
литье в металлический кокиль, после чего литая заготовка сразу же
подвергается объемной штамповке в открытом штампе. Эти способы
пригодны для сплавов на основе меди, алюминия, цинка и магния.
Отливки приобретают высокую плотность и механические свойства
благодаря интенсивному теплоотводу и одновременному горячему
деформированию литой структуры в период кристаллизации.

Непрерывное и полунепрерывное литье применяют для раз-
личного профиля (круглого, квадратного, шестигранного и т.д.)
с поперечным размером до 1000 мм из железоуглеродистых и цвет-
ных сплавов.

Непрерывное литье осуществляют на установках горизонталь-
ного и вертикального типов (рис. 6.2). Расплав заливают в тигель,
откуда он под действием напора поступает в водоохлаждаемый кри-
сталлизатор с графитовой вставкой. Применение графита обусловле-
но его высокой теплопроводностью и термостойкостью, достаточ-
ной прочностью при высоких температурах и низким коэффициен-
том теплового расширения, плохо смачивается расплавленным ме-
таллом и не требует смазки. Из кристаллизатора заготовка непрерыв-
но вытягивается тянущим устройством, а кристаллизатор непрерыв-
но заполняется жидким металлом. В данном случае металлоприемник
выполняет роль постоянно действующей прибыли, что способствует
получению плотной и качественной заготовки.

Рис. 6.2. Схема установки
непрерывного литья:
7 — расплав; 2 — метал-
лоприемник; 3 — водо-
охлаждаемый кристалли-
затор; 4 — графитовая
вставка; 5 — заготовка;
6 — тянущее устройство
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов

Полунепрерывное литье используют для получения крупных
изделий, чаще всего чугунных труб. В данном процессе металл за-
ливают между стенками формы и охлаждаемым пустотелым стер-
жнем. Перед началом процесса устанавливают ложное дно — зат-
равку, которая в процессе разливки постепенно опускается, вытя-
гивая затвердевший металл. Скорость перемещения затравки со-
ставляет 0,9—2,9 м/мин.

Литье намораживанием применяют для изготовления лент,
труб с внутренними и наружными ребрами и других сложных про-
филей из малопластичных сплавов. На поверхность металлическо-
го расплава помещают плиту из огнеупорного материала с отвер-
стием заданного профиля. Внутрь отверстия вводят затравку, к ко-
торой приваривают металл. При вытягивании затравки со скорос-
тью, не превышающей скорость кристаллизации металла, из от-
верстия плиты вытягивается заготовка сложного профиля.

Из вышеперечисленных способов наиболее интересными с
точки зрения получения длинномерных заготовок, полуфабрика-
тов и изделий являются литье методом жидкой прокатки, непре-
рывное литье и литье намораживанием, однако хотя эти методы и
применяют для получения труднодеформируемых материалов, но
только в случае больших размеров. При этом невысокие скорости
охлаждения по сравнению с известными методами высокоскорост-
ной закалки из расплава, где скорость охлаждения может достигать в
зависимости от процесса и получаемого материала до 106 К/с, про-
блематично получение полуфабрикатов или готовых изделий ма-
лых сечений с повышенными пластическими свойствами в резуль-
тате термообработки.

Процессы высокоскоростного затвердевания расплава, такие
как “melt extraction”, “melt spinning” и другие, в случае их приме-
нения для аморфных фольг и волокон позволяют получать матери-
ал в зависимости от его состава обычно 30—60 мкм по толщине
или сечению, в некоторых случаях, используя определенные спла-
вы, которые способны приобретать аморфную структуру при не-
высоких скоростях охлаждения, — до 100—150 мкм. Толщина мик-
рокристаллических волокон и чешуек сложно легированных спла-
вов, например, на основе алюминия с улучшенными свойствами
за счет пересыщения твердого раствора в результате быстрой за-
калки из расплава достигает 200—250 мкм.

, Однако есть целый ряд областей технического использования
длинномерных изделий в виде проволоки (длинного волокна),
фольги или ленты, которые занимают промежуточное положение
между высокоскоростной закалкой из расплава и вышеописанны-
ми способами непрерывного или полунепрерывного литья. Таки-
ми областями могут быть производство припоев и присадочных
материалов, материалов для химических источников тока, где се-
чение проволоки может иметь параметры от 0,3 до 3 мм, а лента
0,1—0,6 мм по толщине. При этом используемые в этих областях
материалы отличаются низкой пластичностью, плохой обрабаты-
ваемостью давлением, чаще всего из-за обладания околоэвтекти-
ческим составом сплава. В этом случае применение методов затвер-
девания расплавов на подвижной поверхности кристаллизатора
позволило бы значительно упростить процессы получения длин-
номерных изделий или полуфабрикатов из труднодеформируемых
материалов, избежав обычно используемых технологических опе-
раций многократного отжига и деформации.

Процесс закалки материала из расплава при одностороннем
отводе тепла вследствие контакта подвижного кристаллизатора с
поверхностью или объемом расплава всегда характеризуется нали-
чием слоя материала, затвердевшего на поверхности вращающего-
ся кристаллизатора, а также вязкого слоя расплава, который увле-
кается поверхностью кристаллизатора в первоначальный момент
времени, а далее — поверхностью затвердевшего слоя материала.
Этот слой жидкого металла, с одной стороны, обусловлен погра-
ничным слоем жидкости около поверхности, скорость которой
отличается от скорости жидкости в ее объеме, с другой стороны,
он образуется за счет выноса слоя жидкого металла из объема рас-
плава в момент извлечения продукции.

Для достижения высоких скоростей охлаждения необходимо
минимизировать пограничный слой жидкости, что достигается
увеличением скорости перемещения поверхности теплоприемни-
ка, и минимизировать выносимый слой вязкого металла, что дос-
тигается чисто механически ограничением объема подаваемого
металла, как в случае процесса “спиннингования”, или подбором
технологических параметров в других случаях.

Таким образом, получение длинномерных материалов в виде
проволоки и ленты с отмеченными параметрами возможно извес-
тными методами высокоскоростной закалки из расплава за счет
увеличения выноса слоя расплава затвердевшей продукцией, уп-
312
_______________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
равления величиной этого слоя с целью оптимизации сечения и
формы получаемого материала. Однако это достижимо при потере
скорости охлаждения материала, что не во всех случаях является
критичным фактором, о чем будет изложено дальше.

6.2.	Получение проволоки труднодеформируемых
медных припоев

Анализ выбора материалов и областей применения

Широкое внедрение ресурсосберегающих технологий являет-
ся одной из важнейших задач текущего периода. В этом аспекте
большую остроту приобретает проблема замены серебросодержа-
щих припоев на другие сплавы без драгоценных металлов, особен-
но в случаях необоснованного применения серебряных припоев
при производстве паяных конструкций. Эта проблема решалась в
течение нескольких десятилетий, в результате были выбраны со-
ставы заменителей серебряных припоев, освоен их промышлен-
ный выпуск в виде литых или прессованных прутков диаметром 3
мм и более. Для пайки меди и ее сплавов используются сплавы на
основе системы Си-Р. Для пайки сталей и стали с медью применя-
ют сплавы на основе системы Cu-Zn.

Важной задачей при создании припойных сплавов является
достижение свойств, соизмеримых со свойствами серебряных при-
поев. В данном случае имеются в виду интервал плавления, расте-
каемость по поверхности соединяемых деталей, способность зате-
кания в зазор, коррозионные свойства соединений. Однако при
разработке композиций, приближающихся по технологическим
свойствам к серебряным припоям, остается важной задача полу-
чения продукции в виде проволоки или ленты различного сорта-
мента. Таким образом, важны и конечные механические свойства
прутков или проволоки для припоев, особенно для случаев их ис-
пользования при автоматической и механизированной пайке, когда
требуется использование закладных элементов в виде колец и кон-
туров. Однако указанные материалы отличаются повышенной хруп-
костью в литом состоянии, и, следовательно, затруднена их плас-
тическая деформация для производства более тонких видов про-
дукции, а также изготовления закладных элементов.

Наиболее распространенными способами получения трудно-
деформируемых припоев в настоящее время являются горячая эк-
струзия и горячая прокатка сплавов, при которых материал нагре-
вается до температуры 450—500°С. При этом поверхность материа-
ла интенсивно окисляется, что впоследствии может неблагопри-
ятно влиять на растекание припоя. Также следует отметить, что
стоимость обработки материала при получении проволоки диамет-
ром менее 2 мм возрастает по мере уменьшения диаметра. Часто в
этих случаях в сплав вводят серебро в количестве нескольких про-
центов для облегчения деформации материала.

Таким образом, традиционные технологии не в состоянии
обеспечить потребность промышленности в припоях этой группы
малого размера, что вызвало необходимость применения новых
способов обработки материалов. Одним из путей решения данной
проблемы является использование метода закалки из расплава.

В этом аспекте важно рассмотреть особенности использова-
ния методов высокоскоростного затвердевания из расплавов для
получения в промышленных объемах проволоки и ленты бессереб-
ряных припоев, влияние методов получения на структуру и свой-
ства сплавов, а также их технологические свойства. Также рассмат-
риваются аспекты применения быстрозакаленных припоев в про-
изводстве холодильного оборудования, газовой аппаратуры, при-
боров, электрооборудования и др.

При разработке бессеребряных припоев как у нас, так и за
рубежом в основу принимаются припои двух подгрупп: медно-цин-
ковые и медно-фосфористые.

Медно-цинковые припои с добавками олова (П21), никеля,
марганца и других легирующих элементов в основном применяют
для пайки стальных изделий вместо серебряных (ПСр 29,5) или
вместо латуни Л63, когда необходимо снижение температуры пай-
ки во избежание отжига основы в процессе пайки.

Фосфористые припои с содержанием цинка более 20% с це-
лью снижения температуры плавления и повышения механичес-
ких свойств дополнительно легируют кремнием, кадмием, оло-
вом, никелем и другими элементами.

Припои этой группы содержат большое количество цинка,
образующего с фосфором хрупкую фазу фосфида цинка. Паяные
соединения, выполненные этими припоями на меди и ее сплавах,
отличаются низкими механическими свойствами. Однако для те-
лескопических соединений сталь—сталь и медь—сталь с величи-
314
_______________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ной нахлестки не менее 10 мм данный вид припоя можно исполь-
зовать в качестве универсального для пайки медных и стальных
стыков, обеспечивая удовлетворительные эксплуатационные свой-
ства соединений.

Наиболее многочисленной является подгруппа фосфористых
припоев на основе системы Си-Р. Эта подгруппа с целью измене-
ния свойств двойных сплавов, главным образом снижения темпе-
ратуры плавления системы, легируется сурьмой, кадмием, оло-
вом, свинцом, цинком, никелем и другими элементами. Наиболее
легкоплавкими являются припои на основе эвтектики Си-Р.

: За рубежом наиболее распространенным припоем является
сплав Си-7Р, использующийся как для ручной, так и для автома-
тической пайки медных конструкций типа узлов холодильных аг-
регатов, кондиционеров, электрических машин и т.д. Припой из-
готавливают в виде прутков и проволоки методами горячей дефор-
мации, так как при комнатной температуре сплав, содержащий
более 5% фосфора обладает значительной хрупкостью в литом и
прессованном состоянии. Основными производителями припоя
являются в основном Япония, Германия, США, Швейцария и
Бельгия. В нашей стране использование этого сплава ограничива-
ется электропромышленностью, потребляющей литые прутки боль-
шого сечения для пайки крупных узлов генераторов, трансформа-
торов и др. В некоторых случаях для пайки используют метод оку-
нания в ванну с припоем, однако содержание фосфора в этом
случае не менее 8%. При этом наблюдается значительный перерас-
ход припоя и возникает угроза загрязнения окружающей среды.

Припои этой подгруппы отличаются хорошими технологи-
ческими свойствами. Но наличие в составе эвтектики хрупкого
фосфида меди, содержание которого может достигать 40% (объемн.),
определяет низкие механические свойства этой системы. С точки
зрения понижения температуры плавления припоев на основе Си-
Р заслуживает внимания изучение и применение припоев с соста-
вом тройных и даже четверных эвтектик меди, фосфора и обычно
применяемых легирующих элементов. Для повышения пластично-
сти медно-фосфористых припоев и выполненных ими соединений
в их состав вводят олово или свинец. Пластичность материала мож-
но повысить, осуществляя его модифицирование. Легирование
системы добавками алюминия и кремния (~ 0,2%) повышает проч-
ность и пластичность сплава. Значительное легирование цинком
приводит к охрупчиванию припоя, легирование свинцом увеличи-
вает интервал плавления, и свинец кипит при температурах пайки.

Разработанные в России и выпускаемые некоторые из них
отечественной промышленностью бессеребряные припои имеют
температуру плавления, близкую к требуемой, и в целом ряде слу-
чаев могут удовлетворять требованиям к механической прочности
паяных соединений (табл. 6.1).

Таблица 6.1

Припои — заменители серебряных (выпускаемые в России)

№	Марка припоя	Химический состав, % (по массе)							Гпл
		Р	Sn	Zn	Si	Fe	Zr*1	Cu	
1	П14 (ПМФОЦрб-4- 0,03)	5,3-  6,3	3,5-  4,5	-	-	-	0,Ol- О.03	Oct.	640-680
2	ПрМЦФЖ24-6-0,75	6	-	24	-	0,75	-	Oct.	690-700
3	МЦФК 24-6-1,5	6	-	24	1,5	1,0	-	Oct.	680-700
4	ПМФ7	7	-		-	-	-	91-93	714-850
5	ПФОЦ 7-3-2	7	3	2		-	•	Oct.	680-700
6	ПМФС 6-0,15	7-7,5	-	-	0,1-0,15	-	-	Oct.	714-860

Для припоя ПМФОЦр 6-4-0,03

Однако отечественные припои выпускаются в виде прутков
диаметром 3 мм, полученных традиционными методами прессова-
ния. Они очень хрупкие и не поддаются дальнейшей обработке,
поэтому не могут быть использованы для автоматической пайки и
изготовления закладных элементов.

С точки зрения механических и технологических свойств при-
пой П14 удовлетворяет выдвигаемым требованиям, так как ука-
занный материал имеет наиболее близкие технологические и ме-
ханические свойства к серебряными припоями с содержанием се-
ребра до 45% [2]. Однако традиционными методами обработки дав-
лением этот припой получить не удается в виде пластичной прово-
локи или ленты. Таким образом, необходимо использование но-
вых, нетрадиционных методов воздействия на природу сплава.

Свойства припоев определяются структурой материала, при-
обретаемой в результате его обработки. Одним из путей влияния
на структуру получаемого материала является быстрая закалка из
расплава, с помощью которой за рубежом получают припои в виде
фольги для закладных элементов толщиной 25—60 мкм (табл. 6.2).

Быстрозакаленные материалы, получаемые в виде фольги и
используемые в качестве припоев, обладают более высокой хими-
Таблица 6.2.

Быстрозакаленные припои (выпускаемые за рубежом)

№	Химический состав, % (ат.)

	Sn	Ni	В	Р	Си
1	6,5-11	0-12	11-15	-	Ост.
2	2,5-11	0-12	11-15	-	Ост.
3	2,5-11	-	11-15	-	Ост.
4		5-7	-	15-20	Ост.
5	-	5-40	-	15-20	Ост.
6		5-40	-	15-20	Ост.
7	2-10	10-52	-	10-15	Ост.
8	2,5-11	-	11-15	-	Ост.

ческой и микроструктурной однородностью по сравнению со стан-
дартными припоями. Эта однородность, в свою очередь, прояв-
ляется более равномерным плавлением, растекаемостью по площа-
ди соединения и затвердеванием в процессе пайки. Более того,
быстрое затвердевание обеспечивает формуемость фольги для при-
поев хрупких и недеформируемых в кристаллическом состоянии.
Наиболее широкое распространение получили сплавы MBF-2005P
на основе системы медь—никель—олово—фосфор, которые являются
потенциальными заменителями традиционно используемых припо-
ев на основе серебра. Эти сплавы имеют околоэвтектический состав
в четверной системе медь—никель—олово—фосфор (табл. 6.3) [3].

Таблица 6.3.

Химический состав сплавов

Обозначение

Номинальный состав сплава, % (по массе)

сплава	Си	Ni	Sn	Р
MBF 2002Р	78	10	4	8
MBF 2005Р	77	6	10	7

Эти припои сравниваются со стандартными серебряными
припоями. Новые припои имеют более низкую стоимость сырьево-
го материала, не содержат токсичный кадмий, обычно добавляе-
мый в серебряные припои. Высокое содержание фосфора делает их
самофлюсующимися.
Технологические аспекты получения проволоки медных
припоев

Высокоскоростное затвердевание расплава представляет со-
бой способ получения материала с неравновесным составом или
дисперсной структурой с измененной морфологией и заключается
обычно в резком понижении температуры, полном или частичном
сохранении высокотемпературной структуры, а также в существен-
ном увеличении дисперсности продуктов фазовых превращений.
Она позволяет получать различную по геометрии продукцию с
высокой производительностью, меньшими энергетическими зат-
ратами и большими скоростями охлаждения (по сравнению с обыч-
ной закалкой). Высокая скорость охлаждения (104—105 К/с и выше)
играет решающую роль в достижении переохлаждений, необходи-
мых для реализации больших отклонений от равновесия, в осуще-
ствлении быстрого затвердевания и в подавлении процессов рас-
пада при прохождении во время охлаждения через твердофазную
стадию.

В ЗАО “АЛАРМ” (г. Москва) получил развитие метод экст-
ракции расплава, заключающийся в извлечении вращающимся
кристаллизатором затвердевающего на его поверхности расплава.
Способ заключается в извлечении вращающимся кристаллизато-
ром из ванны расплава заготовки, отделении ее с поверхности
диска-кристаллизатора и смотке на специальном устройстве в виде
бухты. Таким способом можно получать проволоку или ее отрезки
некруглого сечения (в виде зернышка боба) с эффективным диа-
метром 0,3—3,0 мм.

Большое сечение продукции по сравнению с традиционны-
ми материалами, получаемыми с помощью методов высокоскоро-
стного затвердевания расплава, удалось достичь за счет увеличения
величины слоя жидкого металла, извлекаемого на поверхность зат-
вердевшего слоя, находящегося в непосредственном соприкос-
новении с диском. Для избежания разрушения продукции и нару-
шения ее непрерывности главной задачей было достижения опре-
деленной температуры продукции в момент ее отделения с повер-
хности диска-кристаллизатора. Данная задача решалась, с одной
стороны, выбором оптимальной конструкции кристаллизатора, с
другой стороны, за счет увеличения времени нахождения охлаж-
_______________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
даемой проволоки на поверхности диска. С помощью управления
состоянием поверхности кристаллизатора и нанесения защитных
покрытий удалось увеличить протяженность контакта продукции с
поверхностью кристаллизатора до 0,5 диаметра диска. Высокая про-
изводительность метода и его внешняя простота, не требующая
сложного аппаратурного оформления, сделали метод потенциаль-
но перспективным для массового получения проволоки (прутков)
труднодеформируемых материалов в пластичном состоянии.

Это позволяет изготовить проволоку медно-фосфорного при-
поя в пластичном виде и расширить область применения припоев
— заменителей серебряных, особенно для автоматической пайки.

Этот метод позволяет получать припои, обладающие высо-
кой химической и микроструктурной однородностью. При пайке
такими припоями образуется однородная микроструктура соеди-
нения без пор и раковин, что, в свою очередь, способствует улуч-
шению качества паяного соединения.

В результате высоких скоростей охлаждения удается достичь
равномерного распределения фаз в структуре материала. При этом
хрупкие фазы (фосфиды, интерметаллиды) находятся в мелко-
дисперсном состоянии, что обуславливает повышенную пластич-
ность получаемой продукции и возможность дальнейшей ее обра-
ботки для придания необходимой формы, например, круглой про-
волоки с калиброванными геометрическими размерами.

Быстрая закалка из расплава менее чувствительна к составу
сплава по сравнению с традиционными методами обработки ма-
териалов давлением, что позволяет получать довольно широкий
спектр составов припоев заданной геометрии.

Исследовались процессы получения проволоки из сплавов медь
—фосфор, медь—фосфор—олово, медь—цинк—фосфор—никель на
основе системы Си-Р и сплавов медь—цинк—олово, медь—цинк—
марганец на основе системы Cu-Zn.

В качестве наиболее перспективных составов были выбраны
припои Си-7Р, П14 и П81. В результате высоких скоростей охлаж-
дения достигается метастабильное состояние структуры с разме-
ром зерна менее 10 мкм. Металлографический анализ припоя П14
указывает на то, что структура представляет собой квазиэвтектику
и состоит из пересыщенного твердого раствора с распределенны-
ми фазами фосфида меди (рис. 6.3).
Рис. 6.3. Микроструктура припоя П14 (медь—фосфор—олово):
а — в литом состоянии. х200; б — после закалки на диске. х400

Благодаря мелкодисперсному состоянию фосфидов и харак-
теру их распределения проволока и лента припоев на основе этой
системы имеют повышенные пластические свойства, например,
проволока припоя П14 выдерживает гиб с перегибом на 180° не-
сколько раз.

Исследования с помощью микроанализатора электронного
микроскопа “Джеол 6400” припоя П14 свидетельствуют о получе-
нии пересыщенного твердого раствора фосфора в меди в результа-
те быстрой закалки.

После высокоскоростного затвердевания расплава изменяют-
ся и прочностные характеристики припоя вследствие образования
метастабильного состояния. Результаты механических испытаний
проволоки припоя П14 и горячепрессованных прутков представ-
лены на рис. 6.4.

670

<зв, МПа

6, %

Рис. 6.4. Результаты механических ис-
пытаний горячепрессованного (7) и
быстрозакаленного (2) припоя П14

Припой марки П81 системы медь—цинк—фосфор—никель
представляет собой эвтектический сплав. Из-за большого содержа-
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ния никеля и фосфора он отличается высокой хрупкостью в литом
и горячепрессованном состоянии. Для применения данного при-
поя в ручной пайке хрупкость не является лимитирующим факто-
ром, и метод экстракции расплава позволил получить проволоку
данного припоя сечением от 0,3 до 2,5 мм. Как показали исследо-
вания, припой П81 при температурах более 250°С легко подверга-
ется пластической деформации, и, таким образом, проволока, по-
лученная быстрой закалкой из расплава, может являться полуфаб-
рикатом для изготовления колец и других закладных элементов
при использовании теплой навивки. После получения проволоки
припоя на вращающемся кристаллизаторе, как показали исследо-
вания, материал сохраняет повышенную хрупкость. Но в данном
случае метод высокоскоростного затвердевания расплава исполь-
зуют как способ придания материалу определенной формы в виде
проволоки некруглого сечения.

Хрупкость сплава П81 определяется наличием хрупких фаз
фосфидов, имеющих осколочный вид и расположенных вдоль гра-
ниц зерен, что подтверждается тонкими исследованиями на мик-
роскопе “Джеол 6400”.

Перспективными материалами с точки зрения замены сереб-
ряных припоев в процессах пайки сталей и сталей с медью явля-
ются припои П21 на основе системы медь-цинк-олово и припой
П47 на основе системы медь-цинк-марганец. Указанные сплавы
вследствие высокого содержания цинка и добавок олова относятся
к многофазным латуням и в литом состоянии отличаются низкой
пластичностью и труднодеформируемостью. Интерес к этим мате-
риалам обусловлен их низкими температурами плавления, а сле-
довательно, и пайки по сравнению с обычно используемыми ла-
тунями. Это важно при пайке сталей с медными сплавами, сталей,
где нежелателен перегрев выше 900”С, а также при изготовлении
твердосплавного инструмента.

Быстрая закалка из расплава позволила получить эти матери-
алы в виде проволоки и ленты с повышенной пластичностью за
счет образования метастабильной структуры [4]. Как видно из рис.
6.5, и что подтверждено данными рентгеноструктурного анализа,
сплав П21 получен в однофазном состоянии р-латуни вместо трех-
фазного состояния исходного сплава.

Припой П21 имеет сложный состав из более чем пяти компо-
нентов. Его основой является сплав медь-цинк-олово, который в
литом состоянии имеет состав, состоящий из трех фаз: а-, р- и у-
латуней. Основную роль в создании хрупких свойств играет содер-
жание у-латуни. После горячего прессования указанного припоя в
процессе получения 3-миллиметровых прутков за счет термического
воздействия при температурах около 500’С и деформации материала
удается получить двухфазную латунь, в которой, однако, остается
присутствие хрупкой у-фазы. Высокоскоростное затвердевание
расплава позволило зафиксировать область, в которой данный сплав
находится в однофазном состоянии р-латуни, что и определило
высокие пластические свойства припоя по сравнению с горяче-
прессованным и литым состоянием. Следует отметить, что при
испытании припоя, полученного высокоскоростным затвердевани-
ем расплава, обнаружилась возможность пайки в области темпера-
туры ликвидуса сплава и растекание припоя происходит более
активно и равномерно. Этот факт объясняется определенным за-
пасом внутренней энергии метастабильного состояния, которая
выделяется при пайке указанным припоем, особенно в случаях
быстрого разогрева токами высокой частоты.

Рис. 6.5. Структура припоя П21:

а — в литом состоянии. х200; б — в горячепрессованном состоянии. х800;

в — после высокоскоростного затвердевания расплава. х800

Как уже отмечалось ранее, быстрая закалка приводит к обра-
зованию неравновесной структуры с пересыщенными твердыми
растворами, при этом структура отличается анизотропией роста
кристаллов из-за одностороннего охлаждения в процессе получе-
ния, поэтому возможно также пластифицирование проволоки при-
поя использованием гомогенизирующих отжигов, которые приво-
дят к перераспределению элементов без заметного роста зерна.
322
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов

Преимущество быстрой закалки для данного типа сплавов
заключается в том, что проволока или лента заданных размеров
получается за одну технологическую операцию. При этом, что ха-
рактерно для быстрой закалки, поверхность продукции отличает-
ся низким содержанием оксидных пленок, а это в дальнейшем
позитивно повлияет на процессы пайки, особенно при предвари-
тельной закладке припоя в зону образования шва.

Получение композиционного припоя

Продукцию, полученную методом высокоскоростного затвер-
девания расплава, которая отличается специфичностью формы
сечения, можно считать полуфабрикатом для производства калиб-
рованной проволоки круглого сечения, а также композиционной
проволоки, имеющей продольный паз по длине, заполненный
флюсом или пастой на его основе. При этом деформацию прово-
локи можно проводить традиционными способами обработки спла-
вов давлением, как, например, волочением и фасонной прокат-
кой.

В процессе быстрой закалки сплава на поверхности вращаю-
щегося кристаллизатора необходимо учитывать следующие факто-
ры процесса:

1.	Кристаллизация происходит в условиях одностороннего от-
вода тепла.

2.	При извлечении продукции из ванны с расплавом вместе с
затвердевшим слоем выносится пограничный слой жидкости зна-
чительной величины, который затвердевает на последующих ста-
диях процесса.

3.	Структура получаемой продукции метастабильна и вслед-
ствие неравновесного охлаждения имеет анизотропию по сечению
и, следовательно, по свойствам материала в разных точках попе-
речного сечения. При этом наблюдается дендритная ликвация, ха-
рактерная для неравновесного охлаждения сплавов с ограничен-
ной растворимостью одного из компонентов (в данном случае
фосфора в меди).

С точки зрения последующей деформации необходимо повы-
сить пластичность материала, устранить напряжения, возникающие
за счет анизотропии свойств и структуры. Для этой цели предлагает-
ся использовать гомогенизирующий отжиг закаленного материала.
Исходя из классических законов отжига и процессов диффу-
зии, протекающих при них, с технологической точки зрения це-
лесообразно использовать повышенные температуры при сниже-
нии времени отжига. Однако важно сохранить мелкокристалличес-
кую структуру материала, определяющую его пластичность. Экспе-
риментально определены температурные режимы отжига для полу-
чения пластичной и более однородной по структуре продукции.

Температура отжига в пределах 600—640°С, при времени вы-
держки в течение 15—60 мин увеличивает пластичность материала
и однородность структуры. При этом в качестве модельного сплава
была выбрана двойная система медь-фосфор с содержанием 6 и
7% (по массе) Р. Проведены исследования по влиянию отжига при
температурах от 200”С до температуры 630—640”С в зависимости от
состава сплава.

Большие времена выдержки при температуре отжига не при-
меняли с точки зрения технологической целесообразности про-
цесса.

При температуре отжига до 600”С для заметного изменения
свойств и структуры материала необходимо значительно большее
время выдержки, чем 2 ч, при этом даже при выдержке в течение
3 ч при температурах менее 400°С положительных изменений свойств
обнаружено не было.Так как и по литературным источникам для
гомогенизирующего отжига многокомпонентных систем требуют-
ся температуры не менее 0,8 Гл, то в качестве оптимальной тем-
пературы выбран интервал 600—620”С, и время изотермической
выдержки 15—30 мин.

После закалки из расплава на шлифах хорошо видны столб-
чатые кристаллы и более равноосная структура пограничного слоя,
извлекаемого затвердевшей продукцией. В результате отжига про-
исходит разрушение направленной структуры, и она приобретает
более равноосный хаотический порядок. Указанное явление, оче-
видно, объясняется наличием градиентов концентраций между
двумя зонами структуры закаленного материала, а также увели-
ченной энергии образовавшихся границ, что приводит к протека-
нию процесса самодиффузии и увеличению однородности про-
дукции. При этом образцы сплава с содержанием 7% (по массе) Р
в исходном состоянии имели высокую хрупкость и не выдержива-
ли даже слабого изгиба, особенно в сторону наружной поверхнос-
ти проволоки, так как на границе столбчатых кристаллов в этом
324
_______________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
случае возникают напряжения растяжения, благоприятствующие
зарождению и росту трещин.

Пластичность сплава определяется, с одной стороны, вели-
чиной зерна и, с другой стороны, равномерностью распределения
фазы фосфида меди по площади шлифа.

Быстрая закалка доэвтектического сплава приводит к образо-
ванию мелкокристаллической эвтектики с наличием первичных
дендритов твердого раствора фосфора в меди. При этом чем ближе
состав получаемого материала приближается к эвтектическому со-
ставу, тем меньше фрагментов твердого раствора и на шлифах на-
блюдаются поля нетравленой структуры мелкокристаллической
эвтектики, в этом случае зерна растут в виде столбов от поверхно-
сти кристаллизатора. Данный вид структуры отличается высокой
хрупкостью.

В результате отжига происходит укрупнение фаз эвтектичес-
кой структурной составляющей и получается структура равномер-
ного распределения фосфидов меди в матрице твердого раствора,
который значительно пластичнее, чем мелкозернистая эвтектика.
Материал с такой структурой способен выдерживать значитель-
ные пластические деформации при отсутствии значительной ани-
зотропии структуры. Различие в свойствах между отожженными
сплавами с 6 и 7% Р объясняется количеством структурной со-
ставляющей твердого раствора.

В двойном сплаве с 6% Р фаза фосфида меди имеет мелкодис-
персный характер и между нею имеются значительные по величи-
не прослойки твердого раствора, которые как бы разделяют между
собой зерна фосфида меди. На образцах сплава Си-7Р видны сом-
кнутые цепочки фосфида меди. Они образуют конгломераты с
вкраплениями твердого раствора, т.е. хрупкая составляющая ока-
зывается не дисперсной и равномерно распределенной в пластич-
ной матрице, а представляет собой довольно крупные структур-
ные образования. Это приводит к образованию и развитию внут-
ренних трещин при деформировании материала.

Результаты испытаний на пластичность проволок из двойно-
го сплава представлены в табл. 6.4.

Для структуры продукции, полученной высокоскоростным
затвердеванием расплава, характерно ее различие в областях, при-
легающих к диску, и наружной стороны проволоки. Таким обра-
зом, наблюдается анизотропия структуры, а следовательно, свойств
Таблица 6.4.

Свойства материала проволок, изготовленных из двойного сплава

Сплав	Угол загиба в наружном направлении образца	
	исходного	отожженного
Си - 6 Р	15	180
Си - 7 Р	0	100

по сечению продукции. По такому же режиму, аналогичному ре-
жиму отжига двойного медно-фосфорного сплава, были отожже-
ны образцы припоя П14. Для исследования влияния отжига на струк-
туру припоя проводили исследования на электронном микроско-
пе “Джеол” в режиме “Back Ecatering E.I”. В данном случае проис-
ходит изменение структуры при небольшом увеличении размера
зерен и наблюдается увеличение однородности микроструктуры.
Кроме того, в области твердого раствора при большом увеличении
наблюдаются цепочки первичных зародышей фосфида меди, ко-
торые успевают выделиться из пересыщенного твердого раствора.
После отжига указанная особенность структуры исчезает. При от-
жиге происходит увеличение крупных зерен за счет мелких, т.е.
происходит рекристаллизация 1-го рода.

При этом зерна фосфида меди Си3Р находятся равномерно
распределенными в пластичной матрице твердого раствора фос-
фора в меди с ~ 2% Р. Этим объясняется рост пластичности ото-
жженной проволоки по сравнению с исходной продукцией. Таким
образом, проведение гомогенизирующего отжига является необ-
ходимой операцией перед деформацией проволоки с целью ка-
либровки, так как в результате увеличения однородности и плас-
тичности возможно достигать большей степени деформации до
разрушения проволоки.

Сплав припоя П81 отличается тем, что его состав очень бли-
зок к составу эвтектики. При этом, учитывая наличие в составе
припоя фосфидообразующих элементов, таких как никель, цинк,
медь, указанный припой обладает высокой хрупкостью как в ли-
том, так и в быстрозакаленном состоянии. Для определения при-
чины хрупкости материала был проведен микрорентгеноструктур-
ный анализ, который позволил определить, что низкая пластич-
ность сплава определяется одной из трех фазовых составляющих,
которые характеризуются наибольшим содержанием фосфидов
326
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
никеля, меди и цинка. При этом форма зерен этой структурной
составляющей ймеет пластинчатый характер, что приводит к раз-
рушению материала в результате механических нагрузок. Представ-
ляет интерес то, что определить наличие трех фаз удалось только
при использовании электронного микроскопа “Джеол 6400”. При
использовании оптической металлографии в структуре материала
удалось определить только две структурные составляющие.

Для исследования влияния отжига проводили эксперимент в
интервале температур 350—550”С. При отжиге данного припоя на-
блюдается разрушение ярко выраженных ветвей дендритов с од-
новременной коагуляцией пластинчатых структурных составляю-
щих. При высокотемпературном кратковременном отжиге проис-
ходит образование равноосной структуры материала без заметного
увеличения размера зерна.

Для исследования влияния отжига припоев проводили испы-
тания материалов на параметр пластичности (рис. 6.6). Результаты
эксперимента выявили аналогичность закономерностей изменения
механических свойств проволоки большого и малого сечения. При
увеличении скорости охлаждения, а следовательно, при достиже-
нии более метастабильной структуры, эффект влияния отжига более
значителен.

т . с
отж’

Рис. 6.6. Зависимость параметра пластичности (Я^припоя П81 (d = 0,4
мм) от температуры и времени отжига: 1 — 350“С; 2 — 550“С

Для прогнозирования свойств материала и его поведения при
деформации, в данном случае в процессе волочения, следует про-
Глава 6
анализировать данные по структуре аналогичных материалов, по-
лученных другими методами, но с использованием деформации.

Из анализа имеющихся источников в настоящее время медно-
фосфорные труднодеформируемые припои производятся методом
горячего экструдирования, как, например, припой ПМФОЦр 6-4-
0,03, поставляемый Экспериментальным заводом качественных спла-
вов, или методами горячей прокатки, в результате которой получа-
ют припой в виде проволоки круглого сечения или в виде плющен-
ки (производство за рубежом, в частности на фирме “Де Гуса” в
ФРГ). Еще одним из известных методов, применяемых в основном
за рубежом, является метод изотермической экструзии.

Все эти методы основаны на деформировании материала при
температурах порядка 450—500”С.

В процессе деформации медно-фосфорные сплавы приобре-
тают сильно измельченную структуру, аналогичную той, которую
получили при быстрой закалке. Структуры указанных припоев пол-
ностью идентичны. Достижение достаточного уровня пластичес-
ких свойств определяется также равномерным распределением по
площади шлифа изолированных фрагментов хрупких фаз фосфи-
дов в объеме пластичной матрицы твердого раствора фосфора в
меди.

В процессе деформации происходит измельчение фосфидов,
при использовании высоких температур происходят процессы рек-
ристаллизации, которые как известно, при пластической горячей
деформации протекают практически мгновенно после приложе-
ния деформации.

Однако для получения длинномерных образцов малого сече-
ния требуется значительное количество переходов. Кроме того, в
результате окисления материала при предварительном прогреве
происходит закатывание частиц оксидов в массу проволоки или
прутка, что впоследствии отрицательно влияет на процессы расте-
кания припоев и требует дополнительной операции травления
материала после горячей деформации.

В то же время быстрая закалка из расплава устраняет перечис-
ленные недостатки и позволяет получать продукт высокой чисто-
ты, но для получения эффективного процесса волочения прово-
локи необходимо решить некоторые технологические вопросы .

Оптимальным режимом для отжига после деформации явля-
ется режим отжига перед волочением, т.е. нагрев до температуры
328
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
600”С. Нагрев осуществляли в вакууме или в садочной печи в кон-
тейнере с защитной атмосферой азота или СО2. При этом не про-
исходит окисление материала и при достаточных объемах произ-
водства процесс не будет являться сильно лимитирующим факто-
ром.

При осуществлении отжига при более низких температурах
требуются более длительные выдержки, и после этого материал
выдерживает до разрушения меньшую деформацию, чем при оп-
тимальном отжиге. Повышение температуры приводит к потере бух-
тами формы, а также спеканию витков припоя между собой.

Как видно из полученных результатов, при ступенчатой де-
формации проволоки происходит неравномерное нагружение ма-
териала, особенно на первых стадиях деформации до заполнения
пространства фильеры проволокой в полной мере.

На начальных стадиях происходит деформация только краев
проволоки, остальная часть материала нагружается мало. На этой
стадии деформации из-за наличия неровностей на боковых краях
проволоки происходит разрушение материала и образование дефек-
тов. При этом, как показали более тонкие исследования структуры
на электронном микроскопе “Джеол 6400”, происходит текстури-
рование структуры припоя, что впоследствии устраняется отжигом.

Для успешной калибровки проволоки после высокоскорост-
ного затвердевания расплава необходимо в первую очередь полу-
чить исходную продукцию с размерами и формой, обеспечиваю-
щими оптимальную схему деформации при волочении (рис. 6.7).

Рис. 6.7. Выбор оптимальных параметров исходной заготовки для получе-
ния калиброванной проволоки:

/0 — длина дуги наружной поверхности проволоки; h — толщина проволо-
ки после закалки; 2)ф — диаметр калиброванной проволоки или фильеры

Таким образом, можно привести оценочные параметры про-
дукции ВЗР для получения проволоки заданного диаметра с про-
дольным пазом:
lo < лРф.

Форма проволоки после прохождения фильер представлена
на рис. 6.8.

Рис. 6.8. Форма проволоки после волочения

/ I ] \ Однако данная технологическая схема от-
I х. J I личается значительными неудобствами, связан-
I	I ными с множеством технологических операций

\	у	отжига и волочения,, что приводит к значитель-

ным затратам времени. Кроме того, при дефор-
мации проволоки в холодном состоянии, в слу-
чае наличия даже небольших дефектов в виде выступов или рако-
вин на поверхности проволоки или отклонений размера заготов-
ки, процесс волочения затруднен из-за разрушения продукции.

Поэтому для перехода к теплому волочению необходимо было
провести эксперимент по изучению свойств материалов припоев при
повышенных температурах с целью осуществления процесса во-
лочения за одну технологическую операцию без значительной объем-
ной деформации проволоки. Результаты представлены на рис. 6.9.

Рис. 6.9. Зависимость проч-
ностных свойств припоя
П14 от температуры

Из полученных ре-
зультатов (рис. 6.10) вид-
на причина, по которой
не удалось эксперимен-
тальным путем подобрать

П81. Данный материал отличатся

режимы волочения для припоя

резким падением прочности при нагреве и при незначительном
изменении относительного удлинения. В данном случае необходи-
мо наличие более точной аппаратуры, поддерживающей темпера-
турные и скоростные режимы в довольно узких интервалах, или
перейти к получению калиброванной проволоки через процесс
прокатки.
Рис. 6.10. Зависи-
мость прочностных
свойств припоя П81
от температуры

Исходя из полученных
результатов предпочтитель-
но осуществлять процесс
волочения материала П14
при температурах 250—
400”С. При этом источником
нагрева проволоки может

быть электрический ток или разогретая среда, через которую про-
пускают припой — в данном случае масло, которое обеспечивало
бы не только разогрев проволоки, но и смазку припоя при про-
хождении через фильеру.

После волочения проволоку пропускали через расплав флюса
для заполнения им продольного паза.

Таким образом был получен припой П14 с флюсовым напол-
нением продольного паза. Подбирая режимы получения заготовки
припоя на установках ВЗР, а также режимы и технологию калиб-
ровки, удалось получить прутки и проволоку припоя марки П14 с
полностью закрытым пазом, в котором находится флюс в количе-
стве 10—12%. Полученный припой выгодно отличается от анало-
гов, выпускаемых за рубежом, тем, что флюс находится внутри
прутка, а не снаружи в виде обмазки, что имеет определенную
экологическую ценность при транспортировке и использовании
припоя, в частности, при контакте его с руками рабочего.

Свойства и применение быстрозакаленных припоев

На базе ЗАО “АЛАРМ” (г. Москва) организован промышлен-
ный выпуск припоев указанных систем в виде проволоки и ленты,
а также по требованию заказчика — прутков мерной длины.

Быстрозакаленные припои находят широкое применение при
производстве бытовых и промышленных холодильников. Исполь-
зуя преимущества метода закалки из расплавов, удалось организо-
вать производство припоя марки П14 с флюсовым наполнением
продольного паза, образующегося при калибровке проволоки при-
поя. Такого вида продукция поставляется на Минский завод холо-
дильников “АТЛАНТ”. Кроме того, получены положительные зак-
лючения с других аналогичных предприятий, например с Красно-
ярского завода холодильников “БИРЮСА”. Использование офлю-
сованного припоя позволяет улучшить качество стыков, снизить
трудоемкость процесса за счет уменьшения операций при пайке.
По предварительным данным, расход припоя снижается на 20—
30%, а расход флюса в 7—10 раз.

Быстрая закалка позволила получить проволоку припоя диа-
метром менее 2 мм, которая успешно прошла испытания на меха-
низированных линиях и позволила перейти от ручной пайки к ав-
томатической и механизированной (например, на Горьковском ав-
томобильном заводе при пайке патрубков горловины радиаторов
после создания механизированного поста для автоматической по-
дачи офлюсованного припоя в зону образования соединения).

Широкое применение проволока быстрозакаленных припоев
находит в производстве медных теплообменников, где в последнее
время прослеживается тенденция перехода от материалоемкого
процесса пайки окунанием к печной пайке сборной конструкции
с использованием прутков мерной длины и колец, изготовленных
из быстрозакаленной проволоки.

Можно перечислить и другие области применения быстроза-
каленных припоев, в которых новая технология позволила расши-
рить область замены серебряных припоев на бессеребряные, на-
пример при изготовлении бытовых смесителей, очковых оправ,
приборов и т.п.

Свойства паяных соединений представлены на рис. 6.11 и в табл.
6.5 в сравнении с другими припоями, в том числе серебряными.

Рис. 6.11. Свойства припоя П81 в го-
рячепрессованном (2) и быстрозака-
ленном (7) состоянии

Припой марки П81 был создан в качестве универсального
для пайки телескопических соединений из стали, меди и стали с
медью. Особенно актуально это при конвейерной пайке холодиль-
332
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ных агрегатов, когда одновременно запаиваются медные и сталь-
ные стыки. Применение припоя П81 позволило облегчить опера-
цию пайки на конвейере. Установлено, что при пайке телескопи-
ческих соединений с нахлесткой > 10 мм достигается удовлетвори-
тельный уровень свойств. Особо широкое применение данный при-
пой нашел при ремонтных работах на холодильных агрегатах бла-
годаря низкой температуре пайки (680—700”С) и высокой расте-
каемости по поверхности стали и меди.

Таблица 6.5.

Свойства припоя П14 ио сравнению с серебросодержащими

Припой	сгв, МПа Cu-Cu	КС, МДж/м	5, %	Количество циклов до разрушения
П14	225	1,4-1,6	6-7	6106
ПСрФ 5-5	225	1,0-1,4	6-8	2105
ПСр 40	190	7,5-8,0	12	4106

Свойства быстрозакаленного и горячепрессованного припоев
марки П81 представлены на рис. 6.11.

Особенно следует отметить возможности быстрой закалки при
производстве лент припоев. Метод позволяет получать ленты из
медно-фосфорных и медно-цинковых припоев с достаточно высо-
кой точностью. Были проведены испытания припоя П14 на объе-
динении “Электросила” (С.-Петербург), результаты которых сви-
детельствуют о возможности полноценной замены припоя ПСр 15
при пайке медных контакторов силовых электрических машин. В
этом случае припой используется в виде П-образных закладных
элементов. Сравнительные характеристики серебряных припоев и
припоя П14 представлены в табл. 6.6.

Таблица 6.6.

Свойства паяных соединений

Припой	Прочность латунных соединений ов, МПа	КС, кДж/м2
П14 после быстрой закалки	288	180
Си-7Р	137	0
Cu-15Ag-P	-	95
Для применения лент припоя при монтажной пайке силовых
электрических машин, как показали предварительные испытания,
наибольший интерес представляет использование лент из двойно-
го сплава Си-Р с содержанием 7% (по массе) Р. Это основывается
на сложившихся традициях предприятий, где используется при-
пой в виде отлитых прутков двойного медно- фосфорного сплава,
исходя из требований существующей технологии пайки. Поэтому в
настоящее время проводятся работы по получению лент припоя
двойного сплава толщиной до 0,5 мм.

Свойства соединений, паянных припоями П21 и П47 пред-
ставлены на рис. 6.12, 6.13.

Рис. 6.12. Свойства соединений, па-
янных припоем П47 (температура
плавления 760—810“С), в сравне-
нии с серебряными припоями

Рис. 6.13. Свойства соединений, па-
янных припоем П21 (температура
плавления 785—835“С), в сравнении
с серебряными припоями

Высокие результаты были получены при использовании лент
припоя марки П47 в производстве твердосплавного инструмента,
где благодаря применению данного припоя в виде ленты толщи-
ной 0,2—0,3 мм удалось снизить температуру пайки до 810—820”С,
уменьшить возможность растрескивания твердого сплава по сравне-
нию с пайкой латунью Л63 и в некоторых случаях заменить сереб-
ряные припои при автоматической пайке на импортных автоматах
твердосплавных зубьев дисковых пил для деревообработки. Дан-
ный припой нашел также применение при пайке алмазных диско-
вых сегментных пил для распиловки камня, где увеличение темпе-
ратуры пайки выше 850”С оказывает неблагоприятное влияние на
свойства алмазного инструмента.
6.3.	Жаропрочные никелевые сплавы

Представления о структуре многокомпонентных расплавов
должны составлять основу такого перспективного технологичес-
кого процесса, как высокоскоростное затвердевание жаропрочных
никелевых расплавов, что позволяет управлять качеством изделий
за счет получения однородной микрокристаллической структуры
дисперсных материалов.

Предлагаемый метод термовременной обработки расплава
жаропрочного никелевого сплава в условиях сверхбыстрой крис-
таллизации заключается в том, что для получения оптимальной
микрокристаллической структуры порошковых волокон расплав
необходимо нагреть до конкретных температур (/к) с учетом дан-
ных об интервале интенсивных структурных перестроек, выдер-
жать определенное время, а затем диспергировать охлаждаемым
кристаллизатором в оптимальном температурном режиме. Такие
данные, в свою очередь, были получены на основании сведений
об изменении структурно-чувствительных свойств расплавов жа-
ропрочных никелевых сплавов типа ЭП и Ni-Al-Mo-W.

Важное значение имеет обоснование параметров технологий:
температуры перегрева расплава при ТВО; продолжительности вы-
держки; условий проведения процесса, обеспечивающих сохране-
ние первоначального химического состава сплава и стабильности
диспергирования продукции.

Исследование структурно-чувствительных свойств расплавов
жаропрочных никелевых сплавов

Результаты исследования структурно-чувствительных свойств
сплава типа ЭП представлены на рис. 6.14. Для данного сплава по-
казательна зависимость удельного электросопротивления от тем-
пературы [р(/)] при нагреве сплава. Если температура максималь-
ного нагрева сплава не превышает 1760’С, то политермы нагрева и
охлаждения совпадают. При достижении температуры 1780“С на
политерме р(7) появляется гистерезис, величина которого увели-
чивается с повышением температуры нагрева и стабилизируется
при температуре 1800’С.

Результаты исследования кинематической вязкости, поверхно-
стного натяжения и плотности сплава также свидетельствуют о на-
личии ветвления политерм исследуемого сплава при 1780—1800°С.
По-видимому, эта температура может быть названа критической для
сплава типа ЭП.

Рис. 6.14. Политермы удельного электросопротивления сплава Ni-Al-Mo-
W (л) и типа ЭП (б):
° — нагрев; • — охлаждение

Немонотонный характер политермы v(/) и его изменение
после предварительной высокотемпературной обработки расплава
при 1800вС свидетельствуют о существовании второй критической
температуры, примерно равной 1640“С. При этой же температуре
336
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалоз
происходят аномальные изменения поверхностного натяжения, не-
который скачок значений плотности расплава и резкое повыше-
ние его удельного электросопротивления.

Полученные результаты следует оценивать с учетом представ-
лений об исходном микронеоднородном неравновесном состоя-
нии расплава вблизи температуры плавления и гетерофазности стро-
ения расплава в жидком состоянии. Имеются термодинамически
обоснованные данные, свидетельствующие о том, что для гетеро-
генных жаропрочных сплавов одной из причин гистерезиса явля-
ется наличие в расплаве фрагментов фазовых составляющих: у'-
фазы, карбидов, интерметаллических соединений — в виде мик-
роскопических капель, взвешенных в матричной дисперсной сре-
де. Растворение таких фазовых составляющих затруднено из-за на-
личия избыточной свободной энергии в переходных слоях на гра-
ницах областей различного состава. По-видимому, они могут яв-
ляться теми структурными элементами, которые отвечают за пе-
редачу наследственных признаков от шихты к расплаву и от него к
продукту затвердевания.

Таким образом, результаты экспериментальных исследований
свойств жидкого металла и их анализ свидетельствуют о том, что
причиной гистерезиса политерм свойств жидкого сплава типа ЭП,
нагретого выше /к =1640 и t = 1780’С является наличие неравно-
весных микрогруппировок образующихся при расплавлении ис-
ходных материалов, и их разрушение при достижении критичес-
кой температуры.

По всей видимости, истинная критическая температура
tK = 1780’С, так как при нагреве до 1640’С структурная перестройка
расплава еще не заканчивается и для приведения сплава в полно-
стью равновесное состояние необходимо поднять температуру ТВО.

Установлено, что нагрев расплава выше 1850“С приводит к
гистерезису свойств при последующем охлаждении, а повышение
температуры выше 1850“С не увеличивает степени ветвления поли-
терм. Согласно данным замера величин удельного электросопро-
тивления обоих сплавов, степень переохлаждения их перед крис-
таллизацией (на 20—40” по сравнению с 10—15е при обычной тех-
нологии) существенно увеличивается, что можно объяснить вы-
сокой степенью очистки сплава от неметаллических включений,
являющихся центрами кристаллизации.

12 — 3033
Разработка режимов термовременной обработки при ВЗР

На основании результатов исследования структурно-чувстви-
тельных свойств расплавов и предварительных данных о заверше-
нии основной перестройки структуры расплава в течение первых
5—15 мин выдержки при заданной температуре нагрева (tH) были
выбраны IV оптимальных режима ТВО перед диспергированием
сплава типа ЭП (табл. 6.7).

Таблица 6.7.
Оптимальные режимы ТВО перед диспергированием сплавов
типа ЭП и Wi-Al-Mo-W

Режим	/Н,-С	т, мин	'Л
	Сплав типа ЭП		
I	1620	15	t„< k
II	1700	15	t<t <'t к н	к,
III	1780	15	t < t 2
IV	1800-1820  Сплав типа	15-10 Ni-Al-Mo-W	t >t  н	<2
I	1700	15	t„< 'к
II	1750	15	t < k<lt.
III	1850	15	t<t
IV	1850-1880	15-10	t > t  H	K?

Оценку качества волокон проводили по следующим основ-
ным параметрам: макро- и микроструктуре, микротвердости; пре-
делу прочности волокон легирующих элементов; газосодержанию;
химическому составу образцов.

Режимы диспергирования были взяты с учетом сохранения
ламинарного газового потока у диска и отсутствия турбулентности
в расплаве, т.е. скорость вращения диска до 60 м/с медного и 20
м/с стального; откачка камеры до 1,33 • 10-2Па; давление в камере
во время диспергирования (1,33+6,65) • 104 Па; температура дис-
пергирования 1420—1550“С.

Для оценки структуры полученных материалов были приме-
нены методы световой и электронной микроскопии.

Исследования волокон сплава типа ЭП с помощью светового
микроскопа показали, что для частиц всех толщин, полученных
по режимам I, II, и частиц < 50 мкм, полученных по режимам
338
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
III, IV, характерна столбчатая структура, а для частиц > 50 мкм,
полученных с применением ТВО по режимам III и IV, характерна
ячеистая структура. Частицы > 50 мкм с ячеистой структурой про-
ще получать диском, изготовленным из стали.

Электронномикроскопические исследования показали, что
микроструктура всех образцов сплава типа ЭП неоднородная и тем
не менее в волокнах, полученных по режимам ТВО I—II, преоб-
ладают области с микрокристаллической неоднородностью, а по
режимам III—IV — наряду с областями микрокристаллической
структуры есть области, где зерно размером -1—3 мкм фрагмен-
тировано субзернами. Крупные частицы, полученные по режимам
III—IV, на медном и особенно на стальном диске, в основном име-
ют микрокристаллическую структуру с размером зерна -1—0,5 мкм.

Микроструктура волокон сплава Ni-Al-Mo-W, как правило,
равноосная, и ее характер не меняется с использованием различ-
ных дисков и режимов ТВО. Однако в случае режимов III—IV и
применении медного диска зерно более мелкое, что связано, ви-
димо, с более высокими степенями переохлаждения гомогенного
расплава. Исследование фольг сплава Ni-Al-Mo-W показали, что
во всех образцах много дисперсных вторичных фаз, располагаю-
щихся, как правило, по границам зерен. Вторичные фазы более
дисперсные при диспергировании медным диском по режимам III—
IV, и в этих же образцах большое количество областей с микро-
кристаллической структурой.

Замеры микротвердости по сечению частиц показали, что их
значения очень зависят от типа структуры частицы (равноосная и
столбчатая) и размера частиц. Значения микротвердости по сечению
частиц, полученных по режимам ТВО I—II, изменяются на 30—40%
по сечению частицы, а по режимам III—IV — не более 10%.

Таким образом, с точки зрения получения оптимальной (мик-
рокристаллической) структуры волокон сплава типа ЭП целесооб-
разно применять режимы ТВО III—IV и диспергировать расплав сталь-
ным кристаллизатором, a Ni-Al-Mo-W медным кристаллизатором.

Распределение легирующих элементов по сечению волокон,
полученных методом микрозонда, также показали, что уже выдер-
жка при 1700вС приводит к снижению уровня дендритной ликва-
ции в сплаве типа ЭП (табл. 6.8). Дальнейшее повышение темпера-
туры ТВО до 1800’С незначительно изменяет коэффициент ликва-
ции легирующих элементов. Возможно, это связано с ограничен-
ными возможностями прибора, так как диаметр сканирующего пят-
на слишком велик, и тем не менее очевидно, что наиболее интен-
сивная перестройка структуры расплава связана с интервалом тем-
ператур 1640—1700°С, в котором разрушаются микроагрегаты (кла-
стеры) и устанавливается наиболее равномерное распределение ато-
мов сильно ликвирующих элементов, таких как W, Мо и Nb.

Наименьший коэффициент ликвации легирующих элементов
сплава Ni-Al-Mo-W получен при использовании режимов ТВОIII—
IV и диспергировании медным диском.

Таблица 6.8.

Коэффициент ликвации легирующих элементов в порошковых волокнах
сплавов типа ЭП

Сплав	Режим	Коэффициент ликвации			
		А1	Мо	W	Nb
Типа ЭП	I	1,4/1,6	1,7/1,8	1,4/1,4	1,5/1,5
	II-IV	1,0/1,0	1,2/1,0	1,1/1,0	1,1/1,1
Ni-Al-Mo-W	I-II	1,8/1,9	1,9/1,9	1,6/1,7	-
	III-IV	1,3/1,4	1,4/1,4	1,2/1,3	-

Примечание: в числителе— для медного диска, в знаменателе — для стального.

Известно, что механические свойства изделий из жаропроч-
ных никелевых сплавов сильно зависят от типа его структуры.

Таким образом, механические свойства волокон жаропроч-
ных сплавов, полученных методом ВЗР и обладающих или столб-
чатой или равноосной структурой, должны различаться. Ясно, что
по величине механических свойств быстрозакаленных волокон жа-
ропрочных сплавов нельзя оценить прочностные свойства компак-
тных изделий, но можно судить о типе структуры, а также исполь-
зовать знания величин прочности и пластичности волокон в слу-
чае применения их в композиционных материалах. В связи с этим
важно знать, какие режимы ТВО перед ВЗР могут обеспечить те
или иные механические свойства волокон.

Испытания механических свойств волокон сплава ЭП (Ni-
Al-Mo-W — хрупкие, короткие волокна, поэтому их механичес-
кие свойства измерить не удалось) на приборе “Инстрон” показа-
ли, что на медном диске при использовании всех режимов ТВО
получены волокна с высокими пластическими свойствами, а на
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
стальном диске при использовании режимов III—IV ТВО получе-
ны волокна с высокими прочностными свойствами (табл. 6.9). Эти
результаты хорошо согласуются с результатами металлографичес-
ких исследований.

Таблица 6.9.

Механические свойства волокон сплава типа ЭП

Материал диска	Режим	8b,%	oR, Мпа
Медь	I II-IV	10-30  25-40	980-1050  1000-1100
Сталь	I II III-IV	15-30 25-30  12-15	1000-1080  1000-1120  1200-1350

Химический состав образцов волокон сплавов типа ЭП и Ni-
Al-Mo-W из одной исходной плавки с различными режимами ТВО
расплава приведен в табл. 6.10. Полученные данные свидетельству-
ют о том, что в процессе плавки изменений химического состава
не происходит.

Таблица 6.10.

Химический состав [% (но массе)] образцов волокон, полученных на
медном диске

Сплав	Режим	С	Сг	Со	Мо	Ti	Al	Nb	Hf	w
ЭП	Шихта	0,05	9,1	15,5	4,0	1,90	5,15	2,7	0,30	5,7
	I	0,05	8,8	15,5	3,9	1,95	5,12	2,8	0,31	5,8
	II	0,04	9,0	15,6	4,2	1,86	5,18	2,7	0,31	5,7
	III	0,03	8,6	15,5	4,0	1,89	5,19	2,6	0,29	5,8
	IV	0?05	8?8	15,6	4Д	1,85	5,17	2,8	0,30	
Ni-Al-Mo-W	Шихта	0,04		-	14,4		6,80		-	6,1
	I	0,04			14,2	-	6,70	-	-	6,1
	II	0,03	-	-	14,4	-	6,70	-	-	6,0
	III	0,03	-	-	14,3	-	6,80	-	-	6,2
	IV	0,03	-	-	14,3	-	6,70	-	-	6,1

Содержание углерода и хрома колеблется в разных пределах.
Это объясняется следующим: 1) при высоких температурах угле-
род интенсивно расходуется на реакции восстановления неметал-
лических включений в сплаве и на взаимодействие с материалом
футеровки тигля; поэтому напуск аргона до избыточного давления
341
в камере, подшихтовка углерода в количестве 0,02% и нестабиль-
ный расход углерода обуславливают эти колебания; 2) при ТВО
расплава в аргоне и избыточном давлении потери хрома несуще-
ственны, а при длительном диспергировании, когда давление в
камере около 0,05 МПа, потери составляют 0,3—0,5%, что можно
учесть при подготовке шихты или вести процесс при более высо-
ком давлении.

Содержание газов в волокнах, подвергнутых двухступенчатой
дегазации, приведено в табл. 6.11.

Таблица 6.11.

Содержание газов в волокнах сплавов типа ЭП н Ni-Al-Mo-W,
полученных при различных режимах ТВО

Сплав	Режим	Содержание газов, %		
		о2	н2	N2
ЭП	I	0,009	0,0008	0,0010
	II	0,003	0,0006	0,0007
	III	0,005	0,0003	0,0006
	IV	0,006	0,0003	0,0006
Ni-Al-Mo-W	I	0,006	0,0002	0,0015
	II	0,004	0,0001	0,0020
	III	0,004	-	0,0008
	IV	0,005	-	0,0009

Наблюдается тенденция к снижению содержания газов в во-
локнах, полученных после режимов ТВО от I до IV, хотя в неко-
торых случаях содержание, например, кислорода в сплаве Ni-Al-
Mo-W практически не изменяется. Достаточно низкое содержание
газов в волокнах ВЗР обусловлено прежде всего возможностями
способа, режимами выплавки и характеристиками оборудования.

Таким образом, результаты исследования свидетельствуют о
том, что волокна обоих сплавов, полученные после различных ре-
жимов ТВО расплава, существенно различаются по структуре и
свойствам:

1.	При использовании режимов ТВО III и IV по сравнению с
режимами I и II получена более однородная, большей частью мик-
рокристаллическая структура волокон с меньшим коэффициен-
том ликвации и низким содержанием газов.

2.	На стальном диске (режим III—IV) получены волокна сплава
ЭП с равноосной структурой и высокой прочностью.
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов

3.	На медном диске (режимы II—IV) получены тонкие волок-
на 50 мкм обоих сплавов и с высокими пластическими свойствами
сплава типа ЭП, причем пластичные волокна имеют столбчатую
структуру.

Поэтому в качестве основного варианта для получения мик-
рокристаллических волокон на медном диске сплава Ni-Al-Mo-W
и на стальном — для сплава типа ЭП, выбран IV режим ТВО: гн =
= 1800—1820°С для сплава ЭП и /н = 1850—1880°С для сплава Ni-
Al-Mo-W; время выдержки 15 мин.

Температура 1700°С несколько ниже /к, и тем не менее на
сегодняшнем уровне технологии производства волокон нежароп-
рочных сплавов она в основном достаточна для устранения как
структурной, так и шихтовой наследственности.

Изготовление тиглей для термовременной обработки
расплава при ВЗР

Основными материалами тиглей, применяемыми при плавке
жаропрочных сплавов в вакууме, являются корунд, плавленый
магнезит и их смеси. Проводя оценку устойчивости огнеупоров в
условиях плавки, параллельно оценивают возможность очистки рас-
плава от неметаллических включений.

По величине потери количества исходных и сумме вновь об-
разованных окислов может быть сделан вывод, что корундовые
тигли в меньшей степени взаимодействуют с элементами, входя-
щими в состав жаропрочных сплавов.

Образующиеся в результате взаимодействия расплавов жаро-
прочных сплавов с футеровкой из плавленого магнезита оксиды
А12О3 и Сг2О3 входят в соединение с MgO, что является косвенным
подтверждением большой термодинамической устойчивости алюмо-
магнезиальной шпинели MgO-Al2O3 по сравнению с MgO; NiO-
А12О3 и NiO-Cr2O3. Таким образом, предварительный анализ пока-
зывает, что материалы, применяемые в промышленности для из-
готовления тиглей, по убыли химической устойчивости к распла-
вам жаропрочных сплавов можно расположить в следующем по-
рядке: алюмомагнезиальная шпинель, корунд, плавленый магне-
зит.

В данной работе применяли тигли из спеченной алюмомагне-
зиальной шпинели, изготовленные набивным способом по инст-
рукции СМК (Ступинского металлургического комбината), и тигли
из электрокорунда производства завода “Казогнеупор” (Казахстан).

Учитывая малые габариты и конструктивные особенности
индукционной вакуумной печи для диспергирования расплава, была
разработана технология и составлена технологическая инструкция
изготовления набивных тиглей.

Печи, изготовленные по такой технологии, выдерживали 20—
25 плавок с ТВО, т.е. с перегревом расплава до 1800—1880°С и
выдержкой в течение 5—10 мин, и 40—45 плавок без ТВО. Высокое
качество черепка тигля свидетельствует о полном синтезе шпине-
ли на глубину до 5 мм, а механическая прочность его поверхности
достаточна для обеспечения устойчивости материала против эро-
зии при сливе металла и снятии настылей и шлака в процессе
эксплуатации.

Как показал количественный анализ содержания легирую-
щих элементов в порошковых волокнах, взятых после диспергиро-
вания расплава, образованного по различным режимам ТВО, со-
став практически не меняется и соответствует нормам ТУ на сплав.

Электрокорундовые тигли более технологичны, чем набив-
ные, так как требуется значительно меньше времени на их замену.
Однако устойчивость их в условиях ТВО (1800°С) невысока — 6—
8 плавок и при перегреве расплава до 1700°С до 15 плавок.

Таким образом, набивные тигли были использованы в случае
применения IV режима ТВО, а электрокорундовые — II режима.

Свойства волокон жаропрочных никелевых сплавов

Как показали исследования, метод ВЗР позволяет повысить
интенсивность теплоотвода, уменьшить толщины дисперсных час-
тиц до 20 мкм, изменить степень легирования, осуществить пере-
грев расплава и провести другие мероприятия, в результате кото-
рых скорость охлаждения при кристаллизации увеличивается до
106—107 К/с. В этой связи ожидаемые свойства порошковых жаро-
прочных материалов могут оказаться значительно более высоки-
ми, в том числе по сравнению с гранульной технологией.

, Ранее было показано, как, меняя технологические режимы
ВЗР, можно получать ту или иную структуру порошковых волокон.

Авторами были оптимизированы режимы получения микро-
кристаллических пластичных волокон многокомпонентного спла-
344
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ва ЭП и экономнолегированного сплава Ni-Al-Mo-W. Однако от-
сутствие данных о свойствах таких материалов, их структурной и
химической однородности, фазовых превращениях и термической
стабильности не позволяет рассматривать метод ВЗР как способ
получения новых классов порошковых волокон жаропрочных ни-
келевых сплавов, а также целенаправленно выбирать режимы их
компактирования и термической обработки.

Для изучения влияния технологических параметров ВЗР, та-
ких как ТВО расплава, класс обработки поверхности, материал и
скорость вращения диска, на период решетки и остроту текстуры
волокон жаропрочного никелевого сплава была проведена рентге-
носъемка образцов на дифрактометре ДРОН-2 в Со-излучении.

Как показал анализ полученных рентгенограмм, все образцы
однофазны и представляют собой твердый раствор на основе ни-
келя. Периоды решетки твердого раствора у разных образцов прак-
тически не различаются.

Существенно отличает образцы друг от друга относительная
интенсивность линии (200), что свидетельствует о различии воло-
кон в текстуре. Острота текстуры оценивалась по отношению ин-
тенсивности линии (200) к суммарной интенсивности всех осталь-
ных линий.

Наименьшая степень текстурованности характерна для гра-
нул.

Таким образом, применение ТВО расплава перед ВЗР и ис-
пользование медного диска с электрополированными кромками
приводит к увеличению степени текстурованности волокон ВЗР.
Увеличение скорости вращения диска незначительно влияет на
текстуру получаемых частиц.

Сегрегация в равноосной зоне обычно больше, чем в столб-
чатой, так как во время роста равноосной зоны градиент в твердой
фазе и скорость отвода тепла ниже, чем во время роста столбчатой
зоны. Эти два фактора вместе способствуют увеличению межзе-
ренной сегрегации.

Однако получать частицы многокомпонентного никелевого
сплава только со столбчатой структурой методом ВЗР практически
невозможно, так как их размеры даже при самом стабильном про-
цессе колеблются около 20 мкм, а уже в частицах > 40 мкм появ-
ляются дендритные оси второго порядка или рост столбчатых кри-
сталлов (блокируется зона равноосных зерен).
В таких частицах наряду с однородной субзеренной структу-
рой столбчатых кристаллов присутствуют участки с сильной лик-
вацией легирующих элементов, что хорошо выявляется с помо-
щью просвечивающей электронной микроскопии. Такая ликвация
не может быть полностью ликвидирована при последующей обра-
ботке материалов ВЗР, и, кроме того, ухудшаются механические
свойства волокон.

В волокнах ВЗР, полученных с применением ТВО, наряду с
областями микрокристаллической структуры есть области, где зерно
фрагментировано субзернами. Крупные частицы в основном име-
ют микрокристаллическую структуру с размером зерна —1—0,1 мкм.

В частицах сплава Ni-Al-Mo-W, полученных без перегрева,
видны группировки микросегрегированных легкоплавких фаз, а с
применением ТВО такие группировки отсутствуют, что позволило
повысить температуру начала плавления материала на 20°.

При исследовании химического состава волокон, получен-
ных ВЗР, существенных потерь легирующих элементов не обнару-
жено. Содержание их в сплаве Ni-Al-Mo-W не меняется после ВЗР
и находится в пределах ТУ для сплава ЭП.

На микроанализаторе были проведены измерения содержа-
ния легирующих элементов в гранулах и волокнах ВЗР. Получены
кривые содержания легирующих элементов в различных точках
поперечного сечения гранул и частиц ВЗР, полученных с приме-
нением ТВО расплава и без ТВО. Проведено сравнение дисперсий
с целью определения, является ли расхождение в трех полученных
дисперсиях случайным или существует принципиальная разница в
наблюдаемых результатах.

Отношение дисперсий сравнивали с критериями Фишера:

1,6 (/J = 46; f2 = 46; /3 = 46; q = 0,05); так как во всех случаях
расчетное значение оказалось больше табличного, то это свиде-
тельствует о значимой разнице в равномерности содержания леги-
рующих элементов в образцах.

Наиболее значительная разница наблюдается в распределе-
нии таких элементов, как Ti, W и Мо.

И качественный и количественный анализы распределения
легирующих элементов подтверждают преимущество метода ВЗР с
предварительной ТВО расплава.

С целью оценки пересыщения твердого раствора в различных
структурных зонах порошковых волокон ВЗР проведены измере-
346
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ния их микротвердости. На примере сплава типа ЭП установлено,
что микротвердость по сечению частиц ВЗР, полученных с пред-
варительной ТВО расплава, имеет практически одно и то же зна-
чение, а без ТВО оно изменяется на 30—40%. Это свидетельствует
о более равномерном пересыщении твердого раствора в материа-
лах, полученных ВЗР с ТВО.

О неоднородном пересыщении в пределах одной частицы ВЗР
можно также судить из анализа кривой дифференциального тер-
мического анализа (ДТА). Здесь в отличие от частиц, полученных с
ТВО, где пик распада пересыщенного твердого раствора заметен,
отсутствие такого пика свидетельствует о том, что распад пересы-
щенного твердого раствора в порошковых волокнах ВЗР происхо-
дит в широком интервале температур. Рентгеноструктурный ана-
лиз частиц ВЗР не показал однозначный период решетки, и это
можно, видимо, объяснить тем, что пересыщение твердого ра-
створа по сечению неоднородно и различные зоны частицы жаро-
прочного сплава в условиях ВЗР без ТВО кристаллизуются в ин-
тервале скоростей охлаждения.

Фазовый анализ частиц ВЗР жаропрочных никелевых
сплавов в исходном состоянии и при нагреве

Как уже было отмечено, структура частиц сплава ЭП, полу-
ченных ВЗР с ТВО, в основном микрокристаллическая с разме-
ром зерна 1—0,1 мкм, и можно предположить, что в этом случае
твердый раствор однофазный. Однако имеются зоны, особенно в
частицах, полученных ВЗР без ТВО, где по границам зерен на-
блюдается мелкодисперсная фаза (возможно, карбидная). Наличие
следов /-фазы даже в очень крупных частицах ВЗР электронно-
микроскопическим методом не обнаружено.

В частицах ВЗР сплава Ni-Al-Mo-W, полученных без ТВО,
выявлена значительная структурная неоднородность. Здесь в ос-
новном преобладает ячеистая структура с микроликвационными
границами — эвтектическими фазами. В частицах, полученных с
ТВО расплава, структура значительно однороднее, преимуществен-
но с областями микрокристаллической структуры и более мелко-
дисперсными включениями вторичных фаз (NixMo) по границам
зерен.

Методом автоионной микроскопии исследовалась структура
волокон (х500000) крупных и тонких < 50 мкм, а также волокон,
полученных ВЗР с ТВО сплава ЭП. В некоторых локальных облас-
тях крупных волокон, по-видимому, там, где переохлаждение было
ниже, наблюдался контраст, образованный дисперсными части-
цами вытянутой формы, разделенными сетью тонких границ. Вы-
деляющейся фазой, вероятней всего, является у'-фаза — основное
соединение, образующееся при распаде твердого раствора жаро-
прочных никелевых сплавов.

Наряду с этим в частицах <50 мкм и полученных после ТВО
во всех исследуемых образцах на фоне неупорядоченной матрицы
наблюдаются светлые контрастные области, размеры которых, как
правило, превосходили поле зрения автономного микроскопа.

В режиме наилучшего изображения матрицы сплава разреше-
ние атомной структуры таких областей отсутствовало. При сниже-
нии напряжения на образце изображения атомов матрицы ослабе-
вали и частично исчезали в то время, как в контрастных областях,
наоборот, четко проявлялись. В результате испарения полем такие
области удалялись, различимые в них кольцевые структуры полю-
сов также исчезали, что подтверждало их принадлежность облас-
тям, не являющимся областями матрицы сплава.

Это свидетельствует о наличие в структуре тонких волокон и
волокон, полученных ВЗР с ТВО, крупных частиц второй фазы,
по-видимому, образовавшихся при высокоскоростном охлаждении
расплава.

Метод автоионной микроскопии, как правило, не дает одно-
значного заключения о структурном типе и составе образующейся
в сплаве фазы. И тем не менее изображаемость контрастных обла-
стей в режиме интенсивного полевого испарения была аналогич-
ной полученным в таких же условиях микрокартинам титана или
фаз, сильно обогащенных им. Уже после отжига волокон при 700°С
частицы в структуре дисперсных материалов не обнаружены.

Фазовые превращения при нагреве и охлаждении порошко-
вых волокон ВЗР изучались методом ДТА. Определялись темпера-
турные границы фазовых превращений и их смещения в зависимо-
сти от скорости охлаждения и перегрева сплава перед ВЗР. Образ-
цы нагревали и охлаждали в среде аргона со скоростью 100 К/с.
Расшифровку проводили с учетом теплофизических параметров
термографического блока.

Как уже было показано, жаропрочные никелевые материа-
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
лы, полученные с высокими степенями переохлаждения на опти-
мальных режимах ВЗР, имеют в основном гомогенную систему —
у-твердый раствор. В процессе нагрева материала происходит изме-
нение его структурного и фазового состояния. При этом протека-
ют следующие превращения: распад пересыщенного у'-твердого
раствора и коагуляция у'-фазы, растворение у'-фазы и карбидов,
плавление эвтектических фаз и твердого раствора. При охлажде-
нии протекают процессы, обратные упомянутым, и лишь распад
пересыщенного твердого раствора — необратимый.

Идентификация превращений представляет самостоятельную
задачу. Для этого были проведены сравнительные исследования
волокон, полученных ВЗР с ТВО и без ТВО, гранул, а также ДТА
литого жаропрочного сплава ЭП. Кривые данных материалов близ-
ки между собой, однако имеются и существенные отличия.

У гранул и волокон, полученных ВЗР с ТВО, наблюдается
экзотермический эффект, который является необратимым, т.е. при
нагреве он не реализуется. Согласно современным представлениям
о сплавах данного класса этот пик можно объяснить распадом пе-
ресыщенного твердого раствора, образование которого связано с
высокими скоростями кристаллизации при получении порошко-
вых волокон. Распад твердого раствора в частицах ВЗР, получен-
ных без ТВО, не зафиксирован, что, возможно, связано с его
протеканием в широком интервале температур и неравномернос-
ти пересыщения порошковых волокон.

Характерным признаком при выявлении пика плавления яв-
ляется существенное превышение им всех остальных. Началу плав-
ления соответствует отклонение термической кривой от базовой
линии, концу плавления — точка вблизи перегиба на восходящей
ветви пика плавления. Кривые ДТА волокон сплава типа ЭП пока-
зали, что на фоне пика плавления не выделяются дополнительные
пики, связанные с плавлением эвтектики и растворением первич-
ных карбидов. Эффект ТВО расплава отражается на величине пика
плавления и охлаждения как в литом, так и в порошковом образ-
цах. Этот пик в образцах, полученных с применением ТВО распла-
ва, значительно превышает пики, полученные на других образцах.
Возможно, что высокий уровень запасенной сплавом энергии свя-
зан с получением более совершенных межатомных связей во вре-
мя ТВО расплава.

Температурному интервалу плавления предшествует интер-
вал растворения у'-фазы. Характерным для процесса растворения
у'-фазы является увеличение по мере роста температуры интен-
сивности фазового превращения. Стадийность растворения упроч-
няющей фазы наблюдается в литых сплавах, а также гранулах,
полученных со скоростями охлаждения 1 • 103 К/с, что связано с
различным характером этого процесса для у'-фазы, выделившейся
в осях дендритов и в межосных пространствах.

Температура начала растворения у'-фазы в микрокристалли-
ческих порошковых волокнах ВЗР сплава ЭП на 200 К выше, чем
у гранул из литого сплава. Причина такой стабильности заключа-
ется, видимо, в отсутствии стадийности растворения и в наличии
более однородной по своим размерам и химическому составу у'-
фазы в порошковых волокнах ВЗР.

Кроме того, изучение большого числа снимков, сделанных
на автономном микроскопе волокон ВЗР, отожженных при 900°С
в течение 4 ч, позволило определить количество упрочняющей у'-
фазы, что для сплава типа ЭП составило ~ 70%. Для сравнения, в
гранульных термообработанных материалах это количество состав-
ляло не более 62%.

Увеличение содержания у'-фазы в порошковых волокнах ВЗР,
по-видимому, происходит за счет эвтектической составляющей
сплава, являющейся менее эффективным упрочнителем.

На рис. 6.15—6.16 показаны кривые ДТА литого, гранульно-
го, порошковых волокон ВЗР, полученных с ТВО и без ТВО, сплава
Ni-Al-Mo-W. По мере гомогенизации структуры и уменьшения
микросегрегированных фаз типа а-Мо и эвтектики у—у' темпера-
тура начала плавления сплава увеличивается на 70°. Температура
начала и полного растворения y'-Ni3 (Al, Мо) по мере гомогени-
зации сплава также смещаются вправо на кривой ДТА. Практичес-
ки полное растворение фаз типа Nix Мо и эвтектики у—у* в порош-
ковых волокнах ВЗР, полученных с ТВО, приводит к увеличению
температуры начала плавления сплава и появлению однофазной
области,в интервале температур 1280—1300°С, что дает возмож-
ность проведения термообработки данного материала, т.е. делает
его технологичным.
Рис. 6.15. Кривые ДТА отливки (а)
и гранул сплава Ni-Al-Mo-W (б)

Рис. 6.16. Кривые ДТА волокон, по-
лученных без ТВО (а) и с ТВО (б)
расплава Ni-Al-Mo-W

Термичёская стабильность

Для понимания процессов формирования структуры и меха-
нических свойств готовых изделий жаропрочных никелевых спла-
вов важно исследовать и оценить структурные изменения, проис-
ходящие в исходных дисперсных материалах. Особенно это отно-
сится к материалам, полученным со сверхвысокими скоростями
охлаждения, так как структура их наиболее метастабильна. С этой
целью был проведен отжиг волокон, полученных ВЗР, и гранул
при 500—1200°С в течение 4 ч, а также отжиг при 1240°С.

Минимальное значение микротвердости, связанное, по-ви-
димому, со снятием “наклепа”, во всех исследуемых материалах
наблюдается при 500°С, а максимальное, вызванное увеличением
количества у'-фазы, в процессе распада пересыщенного твердого
раствора при 900°С у гранул ЭП и волокон Ni-Al-Mo-W, а также
при 800°С у волокон ВЗР сплава типа ЭП. Уменьшение микротвер-
дости при более высоких температурах отжига в частицах ВЗР выз-
вано собирательной рекристаллизацией при этих температурах, а
у гранул — началом процесса растворения и коагуляции у'-фазы.
Если в гранулах ЭП от 900’С до температуры полного растворения
/-фазы происходит уменьшение микротвердости, то в волокнах
ВЗР при температурах от 900 до НОО’С, она практически не изме-
няется, что свидетельствует о стабильности структуры и фазового
состава материала в этом интервале температур. Уменьшение мик-
ротвердости при температурах от 1000 до НОО’С в ВЗР материалах
связано с изменением зерна от 1 до 5 мкм.

При 1200°С у сплава типа ЭП как в гранулах, так и в волокнах
ВЗР быстро увеличивается размер зерна и становится соизмери-
мым с размером частиц (—80 мкм). В волокнах сплава Ni-Al-Mo-W
даже при 1240’С рекристаллизации не наблюдается, так как пол-
ное растворение Ni(Al,Mo) для этих материалов 1280°С.

Становится очевидным, что в одном и том же сплаве, но
полученном различными методами быстрой и сверхбыстрой крис-
таллизации, могут проходить совершенно различные структурные
превращения при нагреве.

Для уточнения температур, при которых протекают рекрис-
таллизационные процессы в волокнах ВЗР сплава типа ЭП, и вы-
яснения, каким образом зерно размером 10 мкм при 900’С превра-
щается в зерно размером ~1 мкм при ЮОО’С, была изучена кине-
тика структурных превращений на высокотемпературном микро-
скопе “Union”.

Образец, спрессованный из волокон ВЗР, нагревали в вакуу-
ме со скоростью 20 К/мин. Уже при 750°С проходит процесс пер-
вичной рекристаллизации, когда вытянутые вследствие пластичес-
кой деформации зерна превращаются в мелкие формы беспоря-
дочно ориентированных зерен.

Собирательная рекристаллизация — рост зерна от 3 до 10 мкм,
проходит в интервале температур 800--850оС. Прекращение роста,
видимо, связано с выделением по границам зерен у'-фазы. При
1000 °C сплав претерпевает структурную перекристаллизацию, так
как крупные зерна (10 мкм) заменяются мелкими. Изучение прес-
совок, отожженных при ЮОО’С, с помощью электронной микро-
скопии позволило уточнить размеры мелкого зерна (0,5—1,5 мкм)
и показать высокоугловой характер их границ.

Этот эффект может оказаться весьма полезным с точки зре-
ния облегчения деформации этих сплавов в изотермических усло-
виях.
При дальнейшем нагреве зерно быстро растет и до темпера-
туры 1100°С имеет прежние размеры (до 10 мкм), оставаясь таким
до температуры полного растворения у'-фазы. При температуре
выше 1200°С зерно растет до 60—80 мкм, причем такой размер
зерна получается вне зависимости от степени деформации и не-
сколько возрастает с увеличением скорости нагрева. Увеличение
зерна с увеличением скорости нагрева можно объяснить фазовым
наклепом, который может возникать при быстром “проскакива-
нии” температуры 1200°С.

Структурные изменения в образцах порошковых волокон ВЗР
сплава типа ЭП в результате отжига при 700—800°С в течение 4 ч
исследовали методом автономной микроскопии.

Уже при 700°С весь исследуемый объем материала оказался
фрагментированным на дисперсные области у'-фазы, вытянутые
по форме, с максимальными размерами 9—10 нм и соотношением
осей 1/2. Увеличение температуры отжига до 800°С сопровождалось
укрупнением у'-фазы до 20—25 нм и более и появлением преиму-
щественной ориентации в пространственном расположении час-
тиц. Отжиг при 900°С инициировал процесс интенсивной коалес-
ценции областей у'-фазы. Последнее следует из наблюдения в пре-
делах серии автоионных изображений, полученных от одного об-
разца, областей у'-фазы размером 40—90 нм.

Результаты, рекомендации и перспективы по использованию
волокон жаропрочных никелевых сплавов
при изготовлении компактных материалов

Полученные ВЗР микрокристаллические и пластичные во-
локна жаропрочных никелевых сплавов планируются к внедрению
на изделиях двигателей летательных аппаратов, а также в качестве
исходных материалов для пористых систем в теплообменниках, озо-
наторах и т.п.

В рамках данной работы было подготовлено техническое зада-
ние на создание полупромышленной установки ВЗР, при проек-
тировании и эксплуатации которой будут применяться разрабо-
танные способы и устройства позволяющие увеличить производи-
тельность и улучшить однородность продукта. Однако широкому
использованию материалов ВЗР для компактных заготовок пре-
пятствует не только низкая производительность имеющегося обо-
рудования, но и отсутствие опыта по компактированию таких не-
стандартных материалов, какими являются волокна ВЗР жаропроч-
ных никелевых сплавов.

Использование материала в условиях, требующих высоких
эксплуатационных свойств, возможно только при достижении аб-
солютной его плотности, т.е. устранении всех видов пористости.
Большинство исследований ведется в двух направлениях: непос-
редственное уплотнение порошка с достижением абсолютной плот-
ности и предварительное формование порошка с последующей
обработкой полученной заготовки до 100%-ной плотности.

Первое направление неприемлемо для волокон ВЗР, так как
последние обладают низкой насыпной плотностью, а измельче-
ние таких материалов приводит к их сильному загрязнению.

Второе направление предусматривает получение промежу-
точной заготовки, затем ее уплотнение холодной или горячей об-
работкой, давлением или жидкофазным спеканием.

На основании исследований волокон ВЗР жаропрочных ни-
келевых сплавов типа ЭП и Ni-Al-Mo-W установлено, что для по-
лучения из пористой заготовки полуфабриката со 100%-ной плот-
ностью и размером зерна 1—2 мкм необходимо компактировать и
спекать дисперсные ВЗР материалы при 1000—1050°С путем горя-
чего изостатического прессования, экструзии, штамповки или дру-
гими методами. Полуфабрикат с такой структурой может быть об-
работан в условиях сверхпластичности с целью получения изделия
сложной формы, жаропрочного листа или сразу подвергнут меха-
нической и термической обработке.

Для получения оптимальных размеров жаропрочного зерна в
изделии за счет эффекта фазового наклепа можно подобрать необ-
ходимые скорости нагрева от температур начала растворения у'-
фазы в область температур гомогенизации.

Окончательный отжиг ВЗР материалов с целью получения
оптимальных размеров (0,3—1 мкм) и максимального количества
у'-фазы можно проводить при более высоких температурах, чем,
например, гранульных материалов, что значительно сокращает вре-
мя термической обработки материала.

Как показали исследования отожженных волокон на автоион-
ном микроскопе, оптимальная температура отжига составляет при-
мерно 900°С, что позволит за 4 ч получить -70% у'-фазы размером
до 100 нм.
Принимая во внимание очень высокую термическую стабиль-
ность у'-фазы Ni3(Al,Mo) сплава Ni-Al-Mo-W, начало растворе-
ния которой 1220’С и температура гомогенизации 1280°С, можно
предположить, что такие материалы будут работать при ПОО’С.

Значительно увеличится жаропрочность сплава ЭП, особен-
но при повышенных температурах. Основанием этому является
высокое содержание у'-фазы: 70% против 62% в гранульной заго-
товке — и более высокая температура начала ее растворения — на
200°С.

Эффект структурной перекристаллизации — измельчение зер-
на до 1 мкм — облегчает задачу компактирования сплавов с повы-
шенным содержанием у'-фазы, а значит, появляется возможность
в условиях ВЗР применять сплавы с повышенным содержанием у'-
фазы образующих элементов, таких как Al, Ti и Nb.

Метод электроимпульсного спекания, разработанный специ-
алистами МАТИ им. К.Э. Циолковского, позволит еще в большей
мере реализовать преимущества, заложенные в порошковых во-
локнах сверхбыстрого затвердевания, так как после электроимпуль-
сного уплотнения материал сохраняет свою метастабильность и
может легко подвергаться пластической деформации.

Результаты проведенных экспериментов показали, что волокна
жаропрочных никелевых сплавов, полученные ВЗР, могут быть
использованы для изготовления пористых проницаемых материа-
лов с перспективой их применения в качестве пористых элементов
огнепреградителей, теплообменников, фильтров для очистки про-
мышленных газов, для фильтрации агрессивных сред и др.

Испытания показали, что материалы могут работать при тем-
пературе пылегазовой среды 700—800°С, обладая при этом высо-
кой эффективностью улавливания.

Следует отметить, что в зависимости от целей применения
переработка микрокристаллических волокон ВЗР жаропрочных
никелевых сплавов может быть весьма разнообразной.

6.4.	Составы и способы производства стальных нитей
для армирования огнеупоров и жаростойких бетонов

Для армирования жаростойких бетонов за рубежом произво-
дят специальные металлические элементы в виде иголок — “фиб-
ры”. Армируют жаростойкие бетоны фиброй из высоколегирован-
ных сталей и сплавов, а низколегированной и нержавеющей фиб-
рой — строительные бетоны специального назначения.

Фибру для жаростойких и строительных бетонов получают
фирмы: “Рибтек” (Бельгия), “Файбер текнолоджи” (Англия), “Риб-
тек” (США) и другие.

Для получения фибры используют резку проволоки, фрезе-
рование слитков и др., но наиболее экономичен и производителен
метод экстракции расплава “Рибтек” (Бельгия) и “Файбер текно-
лоджи” (Англия).

Мировой и отечественный опыт работы с фиброй для арми-
рования бетонов показал, что в большинстве огнеупорных конст-
рукций толщиной 50 мм оптимальные размеры иголок составля-
ют: 20—35 мм — длина, 0,2—0,5 мм — толщина.

Для улучшения связи с бетоном стараются получать фибру с
неровной, развитой поверхностью.

Цель данных исследований — разработать процесс получения
фибры из окалиностойких сплавов методом ВЗР и опробовать ее в
качестве арматуры в огнеупорных бетонах.

Технология армирования огнеупоров была впервые внедрена
в США в 1970 г. Однако высокая стоимость производства армиру-
ющих стальных волокон (фибр) из тянутой проволоки замедлила
ввод в производство технологии армирования огнеупоров. Освое-
ние в 1974 г. более дешевого способа производства стальных нитей
стимулировало быстрое расширение областей применения огне-
упоров, армированных стальными волокнами. В 1979 г. в США было
произведено 910 т стального волокна (230 т — в Западной Евро-
пе), что позволило изготовить 35000 т (9000 т) армированных ог-
неупорных материалов по сравнению с 650 т в 1974 г. В Японии в
1981 г. было произведено 3000 т стального волокна, из них 500 т из
нержавеющей стали для армирования огнеупоров.

В общем случае армирование огнеупорных материалов сталь-
ными нитями дает возможность промышленности продлить срок
службы огнеупоров и сократить ремонтно-эксплуатационные рас-
ходы.

Расчеты экономической эффективности показали, что в боль-
шинстве случаев увеличение срока службы огнеупора в 2 раза бо-
лее чем окупает стоимость стальных нитей.

Основная цель введения стальных волокон в огнеупорную
матрицу — повышение термомеханических свойств огнеупоров,
356
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
стойкости к циклическим температурным воздействиям, тепло-
вым ударам, механическому воздействию. Армирование стальны-
ми волокнами придает вязкость хрупкой матрице огнеупора, зна-
чительно увеличивая сопротивление образованию и распростра-
нению трещин.

В настоящее время армированные стальными нитями огне-
упоры нашли широкое применение в металлургии, нефтехими-
ческой и металлообрабатывающей промышленности, а также в
промышленности по производству огнеупоров.

Составы стальных волокон для армирования огнеупоров
и жаростойких бетонов

Для армирования строительных бетонов обычно используют
волокна из углеродистой стали. При армировании огнеупоров ис-
пользование таких волокон ограничивается температурами 250—
500°С. Для армирования огнеупоров и жаростойких бетонов, эксп-
луатирующихся при более высоких температурах, используют раз-
личные марки нержавеющей стали.

Основные принципы выбора составов стальных нитей для
армирования огнеупоров в зависимости от условий эксплуатации
наиболее подробно изложены в работах [2—10].

Высокотемпературная коррозия стальных нитей

Одним из основных факторов, определяющих возможность
использования стальных нитей для упрочнения огнеупоров, явля-
ется их стойкость к высокотемпературной коррозии.

Главной целью армирования огнеупоров стальными нитями,
как уже указывалось, является придание пластичности и вязкости
хрупкой цементной матрице огнеупора. Это достигается пластич-
ностью связей стальных нитей, которые препятствуют хрупкому
растрескиванию огнеупора. Введение стальных нитей приводит к
появлению пластического участка на кривой нагрузка—деформа-
ция при растяжении и изгибе армированного огнеупора. Такое кор-
розионное воздействие на стальные волокна, которое уменьшает
их пластичность, прочность или полностью разрушает их, приво-
дит к ликвидации пластического участка на кривой. В случае, когда
начинается растрескивание огнеупора, он разрушается точно так
же, как неармированный. Вообще говоря, указанное постепенное
разрушение стальных нитей всегда происходит в процессе эксплу-
атации армированных огнеупоров, однако правильный выбор со-
става стали для конкретного использования помогает задержать
процесс разрушения и увеличить срок службы огнеупора.

Стойкость стали к коррозии при высоких температурах необхо-
димо отличать от обычной коррозии. Например, легирование спла-
вов титаном и молибденом повышает коррозионную стойкость спла-
вов при температурах ниже 200°С. В то же время молибден оказыва-
ет отрицательное действие на высокотемпературную коррозию не-
ржавеющих сталей, а титан влияет на нее очень слабо. Такие выво-
ды значительно зависят от температуры эксплуатации. Так, леги-
рование вольфрамом при 950°С не оказало влияния на интенсив-
ность коррозии, а при 1038°С значительно повысило ее скорость.

На основании многочисленных экспериментов был сделан
вывод о том, что важнейшим фактором, уменьшающим высоко-
температурную коррозию, является содержание в сплаве хрома.

Высокотемпературную коррозию большинства сплавов умень-
шает также содержание кремния. Для получения наилучших харак-
теристик все остальные нити “Рибтек” (США) имеют модифици-
рованное содержание кремния.

Роль никеля в легировании нержавеющих сталей в большин-
стве случаев заключается в сохранении прочностных характерис-
тик стали при высоких температурах, вплоть до температуры плав-
ления.

Причина высокой коррозионной стойкости сплавов с высо-
ким содержанием хрома лежит в механизме высокотемпературной
коррозии и заключается в типе оксидов, образующихся на повер-
хности стальных нитей. Оксиды могут образовываться в виде жид-
кой или пористой окалины, которая не защищает металл от даль-
нейшего окисления. Если же образуется сплошной слой оксида, то
он играет роль защитного покрытия на основном материале и при-
останавливает дальнейшее его окисление до тех пор, пока не про-
изойдет разрушение этого слоя. Основным отличительным свой-
ством хрома является способность образовывать плотную окалину
с большинством коррозионных элементов.

Можно выделить две стадии процесса окисления: окисление
с низкой скоростью вплоть до некоторой критической температу-
ры и дальнейший резкий рост скорости окисления. Температур-
358
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ный интервал длительного использования стальных нитей конк-
ретного состава лежит ниже указанной критической температуры.

Исследования показали, что для эксплуатации в условиях
циклического температурного воздействия чисто хромистые стали
имеют лучшие свойства, чем хромоникелевые.

Влияние окружающей среды на коррозионную стойкость
стальных нитей

Приведенные выше результаты характеризовали поведение
стальных волокон в обычной окислительной атмосфере. При вы-
боре состава стальных нитей для конкретного применения необ-
ходимо учитывать возможные примеси в атмосфере эксплуатации
огнеупора, которые могут понизить коррозионную стойкость сталь-
ных нитей и уменьшить предполагаемый срок службы.

К примесям, снижающим коррозионную стойкость нержаве-
ющих сталей, относятся в первую очередь сера, а также углерод,
азот и ванадий.

Сплавы со скоростью коррозии, равной 1, являются наилуч-
шими для данных конкретных условий [11].

Сплавы 446 и 310 близки к универсальным сплавам, пригод-
ным к эксплуатации в различных коррозионных атмосферах. Огра-
ничениями в их использовании являются, с одной стороны, вы-
сокая стоимость стали 310 и, с другой стороны, возможное охруп-
чивание стали 446, связанное с образованием о-фазы. Вероятно,
более высоколегированные стали, чем 310, могут быть универ-
сальны при использовании в различных областях техники, но их
применение будет экономически нецелесообразным.

Выбор размеров стальных нитей

Хотя важнейшим фактором, определяющим срок службы
стальных нитей в огнеупорах, является правильный выбор состава
сплава, размеры нитей также оказывают влияние на эксплуатаци-
онные характеристики.

Использование мелких фибр с высоким отношением длины
к диаметру нити позволяет получать огнеупоры с максимальной
прочностью. Кроме того, прочность огнеупора можно повысить,
применяя более мелкие фибры при одной и той же величине от-
ношения диаметра к длине нити.

Кроме того, размеры нитей зависят от коэффициента их сцеп-
ления с бетонной матрицей. Чем выше коэффициент сцепления,
тем меньше требуется отношение длины к диаметру нити. Нити с
отношением выше 100 затруднительно замешивать с огнеупором.
Фирма “Рибтек” (США) производит нити с тремя значениями
отношения длины к диаметру, лежащими в интервале от 37,5 до 70.
Этот интервал значений основан на анализе различных конкрет-
ных применений армированных огнеупоров с учетом коэффици-
ента сцепления, равного 1,2 для фибр, получаемых методом экст-
ракции из расплава. Так, указанная фирма производит нити дли-
ной 19,05; 25,4 и 34,9 мм при диаметре 0,5 мм.

В общем случае размеры используемого стального волокна
следующие: длина 20—40 мм; поперечное сечение 0,1—0,4 мм, масса
20—60 мг.

Данные о составах стальных волокон для армирования
огнеупорных бетонов, выпускаемых различными фирмами

Одним из основных производителей стальных нитей является
фирма “Рибтек” (США).

Следует отметить, что различные фирмы выпускают стальные
нити сходных составов. Так, в ряде работ сообщается о свойствах
жаропрочных бетонов, армированных стальными волокнами, полу-
чаемыми методом экстракции из расплава японской фирмой “Ни-
хон Якии Когио Ко”. Составы производимых волокон: Fe-18Cr (SUS
430), Fe-18Cr-8Ni (SUS 304), Fe-25Cr-20Ni (SUS 310). Указанная
фирма производит стальные волокна из нержавеющей стали с 1978
г., в 1981 г. количество проданного волокна составило 220 т.

Кроме того, в работе японских авторов сообщается об опро-
бовании для армирования жаростойких бетонов волокон НК-70
(полоски 0,5x0,6x30 мм с крючками на концах) состава 0,29 Fe;
0,066 Мп. Сравнение прочностных характеристик при изгибных ис-
пытаниях образцов, армированных волокнами НК-70 и волокна-
ми SUS 430 и SUS 304, после отжига при температурах до 1200 °C
в течение 3—10 ч не показало существенных различий. Т.е. при оп-
ределенных температурно-атмосферных условиях эксплуатации по-
казана возможность армирования огнеупорных бетонов волокном
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
из углеродистой стали. Стальные волокна типа “WIREX” — мате-
риал фирмы “Трефил-Арбед” (Германия) производятся из нержа-
веющих сталей 430 (Fe-17% Сг), 304 (Fe-18Cr-9Ni) и 314 (жаро-
стойкая до 1150 °C, Fe-25Cr-20Ni) в виде отрезков проволоки раз-
мером 0,4x25 мм, с отношением длины к диаметру 62,5. Фирма
“Файбер текнолоджи Лтд” (Великобритания) производит волок-
на методом экстракции из сталей марок 430, 446, 304 и 310.

Способы производства стальных нитей для армирования
огнеупоров и жаростойких бетонов

Способы производства стальных волокон для армирования
бетонов и огнеупоров можно разделить на четыре вида: первый —
нарезка из проволоки; второй — нарезка из тонколистового матери-
ала; третий — нарезка из массивной стальной заготовки методом
фрезерования; четвертый — экстрагирование из расплава. Методы
изготовления волокна с малыми размерами поперечного сечения
нарезкой из проволоки и листовой стали включают в себя выплав-
ку стальной заготовки, дальнейшую ее механическую и термоме-
ханическую обработку, состоящую из таких процессов, как во-
лочение, обычное вытягивание, протяжку, прокатку, экструзию
и т.д., а также последующую резку. Стоимость таких работ зависит
от конечной площади сечения, и тем выше, чем она меньше.

Для повышения сцепления стальных волокон с матрицей ре-
комендуются волокна с рельефной и деформированной поверхно-
стью, с переменным по длине сечением и т.д. Деформирование
проволоки производится расплющиванием ее концов, нанесени-
ем зазубрин, скручиванием и загибанием концов.

Для получения волокон периодического профиля из сталь-
ной проволоки разработана установка с устройством, обеспечива-
ющим профилирование поверхности и резку проволоки. Приспо-
собление для профилирования выполнено в виде двух валков —
прижимного и приводного, на поверхности которых имеется на-
резка, создающая по длине проволоки перед ее резкой вмятины.

Был предложен способ получения волокон из стального лис-
та толщиной 0,4—0,7 мм. Лист предварительно нарезают на поло-
сы шириной 30—50 мм в направлении, перпендикулярном направ-
лению прокатки. Отрезные полосы пропускают между валками,
которые осуществляют рихтовку и придают волокну соответству-
ющий профиль. После этого стальную полосу разрезают вдоль на-
правления прокатки на волокна необходимых размеров.

Способы резки и профилирования поверхности стальных во-
локон, получаемых из проволоки и' тонкого листа, довольно раз-
нообразны и широко используются различными фирмами для про-
изводства волокон, в основном из углеродистой стали.

Третьим способом, получающим в последнее время широкое
распространение, является производство стального волокна фре-
зерованием из стальной заготовки. Резка фрезой индуцирует боль-
шие пластические деформации, вследствие чего поперечное сече-
ние волокна, приобретающее треугольную форму, значительно
упрочняется в результате наклепа. Борозды на боковой поверхнос-
ти волокна, возникающие при пластическом деформировании
материала, увеличивают площадь поверхности волокна, а следо-
вательно, повышают его сцепление с бетонной матрицей. Волокна
имеют высокую твердость, в результате чего они не комкуются в
процессе приготовления бетонной смеси.

Один из методов получения стальных волокон фрезеровани-
ем разработан на Челябинском металлургическом комбинате. Ме-
тод фрезерования используется для производства волокон японс-
кими фирмами “Кобе Стил Ко Лтд” и “Айда Инжиниринг Ко
Лтд” (волокно Катфибр размером 0,3x1,1x30 мм).

Рассмотренные выше способы производства используют, как
правило, для изготовления волокон из углеродистой стали. Однако
для армирования жаростойких бетонов в большинстве случаев не-
обходимо использование волокон из высоколегированных нержа-
веющих сталей. Получение волокон из проволоки, листа или слит-
ка становится в этом случае достаточно трудоемким и дорогим.
Так, 1 т волокна из нержавеющей стали, изготовленного из про-
волоки, стоит 5500 фунтов стерлингов. Широкое использование
огнеупоров и жаростойких бетонов, армированных стальными ни-
тями, стало возможным в связи с разработкой и освоением полу-
чения волокон методом экстрагирования из расплава (см. гл. 1).

Метод экстракции расплава является прямым методом полу-
чения стальных волокон заданной длины. Он позволяет значитель-
но снизить трудоемкость и несколько увеличить производитель-
ность (до 500 кг/ч) процесса производства стальных волокон, что,
в свою очередь, позволяет снизить их стоимость. С точки зрения
затрат стоимость нитей, получаемых экстрагированием из распла-
362
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ва, является самой низкой в металлургической промышленности
специальных сплавов.

Получаемые методом экстракции стальные волокна имеют ряд
других преимуществ по сравнению с волокнами, производимыми
традиционными методами.

Повышение скорости охлаждения при экстракции позволяет
получить мелкозернистую, или так называемую микрокристалли-
ческую, структуру металла, которая способствует повышению физи-
ко-механических свойств, в частности прочности на растяжение.

Нити при затвердевании в воздухе покрываются оксидной
пленкой, которая защищает их от дальнейшего окисления в огне-
упоре. Кроме того, как показали коррозионные испытания, обра-
зование микрокристаллической структуры способствует снижению
скорости процесса высокотемпературного окисления.

Получаемые волокна имеют серповидную форму поперечно-
го сечения, неровную боковую поверхность и утолщения на кон-
цах, в результате чего волокна имеют больший коэффициент сцеп-
ления с цементной матрицей, чем гладкая проволока. Коэффици-
ент сцепления равен 1,2 по сравнению со значением 1,0 для отрез-
ков гладкой проволоки и стального листа. Величина коэффициен-
та сцепления, равная 1,2, характерна и для волокон, полученных
из проволоки путем расплющивания или загибания ее концов.
Однако стоимость экстрагированных стальных волокон почти в 2
раза ниже стоимости фибр из нержавеющей стали, полученных
традиционными методами. Стоимость стальных волокон “Рибтек”
в зависимости от состава находится в интервале от 3,5 до 4,5 тыс.
долл., волокон из углеродистой стали — 440 долл за 1 т.

6.5.	Разработка процесса получения методом ВЗР
окалиностойких сплавов в виде иголок (фибры)

Отработку процесса ВЗР окалиностойких сплавов проводили
на установках УППГ-1 и ЭМИР-1 на воздухе и в инертной среде с
температурой подготовки расплава до 1700°С. В качестве шихтового
материала были выбраны сплавы, аналоги промышленного сплава
15Х25Н19С2Л (ГОСТ 5632—72) с разницей в содержании хрома
20 и 26% и никеля 30 и 20% соответственно; низколегированный
сплав 10Х18Ю2 и сплав Fe-Si-Al с суммарным содержанием алю-
миния и кремния до 8% (по массе).
Установка ЭМИР-1 была создана в лаборатории МАТИ им.
К.Э. Циолковского. Она содержит водоохлаждаемый диск из меди
или медного сплава, высокооборотный электродвигатель, ванну с
расплавом, индукционную печь с механизмом подъема печи к диску.

Установка УППГ-1 одна из самых первых вакуумных устано-
вок ВЗР, созданная специалистами МАТИ им. К.Э. Циолковского
и НИИТМ. Эта установка, кроме перечисленных, снабжена ваку-
умной камерой и системой заполнения камеры инертным газом.

Микрошлифы иголок изготовляли по традиционной техно-
логии.

Испытания образцов огнеупорных бетонов, армированных
полученной фиброй, проводили в лаборатории “Огнеупорные бе-
тоны” Восточного института огнеупоров (г. Екатеринбург).

Выплавка сплавов выбранных составов и подготовка
расплава к диспергированию

Футеровку тигля индукционной печи для выплавки таких спла-
вов выполняют из магнезиальных (периклазовых) огнеупоров с
содержанием 90—85% (по массе) MgO, для компенсации усадоч-
ных процессов в футеровочную массу добавляют 10—15% (по мас-
се) электрокорунда. В качестве связки для основных футеровок
применяют борный ангидрид в количестве 2% (по массе).

В результате опытной отработки для выплавки сплавов дан-
ной системы был выбран следующий состав шлаковой смеси, %
(по массе): 75 СаО, 12 CaF2, 8 MgO, 5 СаС. Наличие в шлаковой
смеси большой доли кальция способствует связыванию оксидов
кремния и магния, что значительно снижает вязкость шлака. Для
полного удаления шлака с поверхности расплава в тигле печи не-
обходимо производить загущение с помощью MgO, давая его в
количестве 50—70% от массы шлака.

После загущения шлак полностью снимается с поверхности
расплава.

Во избежание вторичного окисления металла и образования
шлака на поверхности металла в тигле и в металлоприемнике во
время слива вводится силикокальций, который дополнительно
раскисляет металл и увеличивает его жидкотекучесть.

Данная технология выплавки таких сплавов является эколо-
гически чистой, так как применение бортовых отсосов и рукавных
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
фильтров обеспечивает полное улавливание газов во время вып-
лавки и диспергирования.

Производительность процесса ВЗР для производства фибры
обусловлена стабильностью контакта рабочей кромки диска-крис-
таллизатора с поверхностью расплава. Поэтому одно из основных
требований к расплаву — это минимальное содержание шлака на
поверхности расплава в зоне контакта с диском и особенно в мо-
мент первого соприкосновения диска с ванной.

Опытная отработка технологии выплавки Fe-Cr-Ni сплавов
показала целесообразность приготовления расплава в два этапа.

На первом этапе производится приготовление расплава из
шихтовых материалов, интенсивное раскисление и введение шла-
кообразующих элементов, термовременная обработка расплава и
удаление образующихся шлаков.

На втором этапе производится перелив расплава в металло-
приемник установки ВЗР, температура расплава оптимизируется
и осуществляется диспергирование.

Технология выплавки сплавов на основе Fe-Cr-Ni-Si-Mn с
заданным химическим составом предопределяется порядком заг-
рузки шихтовых материалов в тигель индукционной печи и термо-
временным режимом проведения плавки. Порядок загрузки ших-
товых материалов был предопределен степенью угара легирующих
элементов и их тугоплавкостью.

Таким образом, на дно тигля загружают никель с отходами
электротехнической стали, сверху шихтовые материалы засыпают
шлаковой смесью в количестве 0,2% от массы шихты. После рас-
плавления всей завалки снимают шлак и вводят хром с последую-
щим наведением шлака на поверхность расплава. После полного
растворения хрома в расплаве шлак вновь снимают и вводят поло-
вину кремния и марганца от их общей массы. Затем температуру
расплава поднимают до 1720°С и выдерживают 30 мин. После ТВО
температуру расплава снижают до температуры слива, равной 1650—
1680°С, снимают шлак и вводят оставшееся количество кремния и
марганца. Затем металл сливают в металлоприемник установки ВЗР.

При работе со сплавом 10Х18Ю2 уже на установке ВЗР про-
исходит быстрое образование шлака на поверхности ванны, после
чего диспергирование невозможно. Раскисление ванны во время
ВЗР силикокальцием не привело к положительным результатам.
Поэтому работы с этим сплавом проводили на установке УППГ-1,
365
камеру которой перед плавкой заполняли инертным газом (арго-
ном). Технологическая проблема, таким образом, была решена,
однако необходимо было определить экономическую целесообраз-
ность этой технологии.

Самым дешевым и достаточно технологичным оказался сплав
Fe-5Al-3Si, и фибра из этого сплава обладает высокой прочностью,
окалиностойкостью, но низкой пластичностью и коррозионной стой-
костью, что сильно ограничивает ее применение в огнеупорах.

С целью повышения однородности химического состава и тех-
нологических свойств армирующих элементов разработана мето-
дика контроля химического состава сплава при выплавке и после
процесса ВЗР.

Разработка режимов получения армирующих элементов

При разработке режимов ВЗР окалиностойких сплавов реша-
лись следующие задачи: 1. Определение материалов, размеров дис-
ка-кристаллизатора, а также размеров и формы его рабочих кро-
мок. 2. Нахождение оптимальных скоростей диспергирования про-
дукта, температуры расплава во время ВЗР. Процесс ВЗР окалино-
стойких сплавов осуществляли на установках УППГ-1 и ЭМИР-1.
После подготовки расплава процесс ВЗР проводили следующим
образом. Печь с ванной расплава подавалась под вращающийся диск-
кристаллизатор с профилированной рабочей поверхностью. Рабо-
чие кромки диска касались расплава, кристаллизовали его на сво-
ей поверхности и за счет усадки металла и центробежной силы
сбрасывали уже твердые, но еще горячие частицы в резервуар с
водой. В процессе диспергирования новая плотная шлаковая корка
не образуется у сплавов Fe-Cr-Ni и Fe-Al-Si, а образующийся шлак
попадает на кромки диска и выбрасывается из ванны. При диспер-
гировании фибра выбрасывается диском преимущественно в од-
ном направлении, но траектория ее полета от каждого ряда кро-
мок различна, что, возможно, связано с разными условиями теп-
лоотвода и состоянием поверхности кромок.

Подбор диска-кристаллизатора

При отработке процесса ВЗР применяли диски из меди и
бронзы из-за высокой их теплопроводности. Выступающие рабо-
366
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
чие кромки на диске нарезали на глубину 2 и 4 мм под углом 60°,
а насечки по кромкам делали на расстоянии 30—32 мм. Угол рабо-
чих кромок шлифовали до Rz = 0,2 мм. Эксперименты показали,
что при одних режимах диспергирования фибра, полученная на
кромках высотой 2 мм, в 1,5—2 раза тоньше той, которая получе-
на на диске с кромкой 4 мм. Длину фибры определяли расстояни-
ем между' насечками (30—32 мм), а ее форма со стороны диска
повторяла поверхность рабочих кромок.

Было замечено, что на производительность и стабильность
процесса (однородность продукции) большое влияние оказывает
размер (диаметр) диска. Так, эксперименты ВЗР на дисках диа-
метром 200 и 300 мм показали, что линейные скорости дисков,
при которых диспергируется оптимальный по толщине продукт,
составляли соответственно 4 и 6 м/с. Естественно, что производи-
тельность последнего возрастала в 1,5 раза, но продукция стала
менее однородной, о чем свидетельствует увеличение дисперсии
размеров фибры по толщине.

Серьезной проблемой процесса стало увеличение ресурса мед-
ного диска, так как за 1 ч непрерывной работы кромки подверга-
лись эрозии и истиранию на глубину до 0,2 мм, после чего диск
требует повторной обработки. Ресурс работы диска из бронзы в 3—
4 раза выше, чем из меди, однако и этот ресурс может оказаться
недостаточным для промышленной технологии.

Эксперименты, проведенные на медном диске с твердым галь-
ваническим покрытием (хром) толщиной 10—15 мкм, показали,
что оптимальные режимы диспергирования остаются прежними,
однородность фибры возрастает, угол ее вылета стабилизируется,
а следов эрозии после 1 ч непрерывной работы диска не замечено.
Таким образом, дальнейшее изучение влияния дисков с покрыти-
ями на технологию ВЗР окалиностойких сплавов представляется
очень важным.

Параметры процесса получения окалиностойкой фибры
методом ВЗР

Параметром оптимизации процесса ВЗР окалиностойких спла-
вов была выбрана толщина фибры (0,2—0,5 мм). Модельные экспе-
рименты показали, что температура расплава при диспергирова-
нии практически не влияет на дисперсию размеров фибры по тол-
щине, но перегрев необходимо ограничить 1600°С, так как при
более высоких температурах с поверхности расплава происходит
интенсивное выгорание легирующих.

Результаты экспериментов и оптимальные скорости враще-
ния приведены в табл. 6.12.

Таблица 6.12.

Результаты экспериментов и оптимальные скорости вращения
кристаллизаторов (d, v — диаметр и скорость диска соответственно)

Сплав	Атмос- фера	Материал диска	d, мм	Ресурс, ч	Произво- дительность кг/мин	б, м/с	52
Fe-Cr-	Воздух	Медь	200	1	1,1	3,5-4,5	12
			300	1	1,7	6,0-6,5	26
Ni-Si-		Бронза	200	4	0,9	3,0-4,0	9
Mn			300	3	1,5	5,0-6,0	20
		Медь с	200	1	1,0	3,5-5,0	5
		покры-					
		тием 4					
Fe-Al-	To же	Медь	200	1	1,2	3,5-4,5	18
Si			300	1	1,6	6,0-7,0	31
		Бронза	200	4	1,0	3,0-3,5	11
			300	3	1,5	5,5-6,0	22
Fe-Cr-	Аргон	Медь	200	1	1,4	4,0-5,0	8
A1			300	1	1,8	7,5-8,5	16
		Бронза	200	4	1,3	3,0-4,0	15
			300	3	2,0	7,0-7,8	21

Примечание. S2— среднее значение квадрата отклонений толщин фибры от
их среднего значения (дисперсия).

4 После работы медного диска с покрытием в течение 1 ч следов эрозии
не наблюдалось.

Структура и свойства фибры ВЗР окалиностойких сплавов

Фибра толщиной до 400 мкм, полученная методом ВЗР, от-
носится к быстрозакаленным материалам, обладающим ячеисто-
дендритной структурой с размером зерна 8—10 мкм, а значит, и
скоростью охлаждения порядка 103 К/с. Такая структура сплава
указывает на высокую однородность химического состава, корро-
зионную стойкость и прочность. Имеются данные о том, что свой-
ства быстрозакаленной окалиностойкой фибры выше, чем у тяну-
той проволоки.
368
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов

Полученная в данной работе фибра трех принципиально раз-
ных по химическому составу сплавов может быть применена в каче-
стве арматуры жаростойких бетонов при температурах: до 1200°С для
Fe-Cr-Ni; 900°С для Fe-Cr-Al; 800°С для Fe-Al-Si.

Температуры использования этих сплавов определяются в
первую очередь их окалиностойкостью, поэтому важно знать это
свойство фибры до ее использования в качестве арматуры.

6.6.	Получение катализаторов синтеза искусственных
алмазов на никелевой основе

Диспергирование проводили на установке ВЗР, основными
элементами которой являются диск-кристаллизатор и блок нагре-
ва, установленные в герметичной камере, оборудованной вакуум-
ной системой. Ванна с расплавом расположена под диском и мо-
жет перемещаться в вертикальной плоскости. Частицы сплава фор-
мируются в результате затвердевания тонкого слоя жидкого метал-
ла на кромках вращающегося диска при его погружении в расплав.
Форма и размеры частиц определяются профилем и размерами
рабочих кромок диска. Вследствие высокой активности катализа-
тора из 40% (по массе) Ni и 60% (по массе) Мп по отношению к
кислороду, а также повышенной упругости паров компонентов
сплава в жидком состоянии процесс диспергирования осуществ-
ляется в среде аргона.

Для получения частиц игольчатой и чешуйчатой формы в
работе использованы два медных диска диаметром 200 мм, один
из которых имеет остро заточенную рабочую кромку с поперечны-
ми надрезами, выполненными с интервалом (3 + 0,5) мм, а вто-
рой выполнен с затупленной рабочей кромкой и с надрезами,
формирующими на поверхности кромок площадки размером
(1,6 + 0,4)х(0,6 + 0,2) мм.

В работе определены оптимальные режимы процесса диспер-
гирования, обеспечивающие выход годной продукции не менее
85%: скорость вращения диска 1000 об/мин, перегрев расплава над
температурой плавления 250 К. При этих параметрах толщина по-
лученных частиц составляет 100—180 мкм.

Насыпная плотность частиц ВЗР находится на уровне насып-
ной плотности стружки. Удельная поверхность определена метода-
ми термической десорбции и стереометрической металлографии.
Установлено, что удельная поверхность чешуйчатого порошка,
полученного методом ВЗР, на порядок меньше, чем у стружки.
Это объясняется высокой дефектностью поверхности частиц струж-
ки, что подтверждено также данными сканирующей электронной
микроскопии.

Общее содержание кислорода в частицах катализатора опре-
делено методом нейтронно-активационного анализа. Содержание
кислорода в стружке составляет (11,4 + 0,7)х10% (по массе), а в
частицах ВЗР (2,2 + 0,5)х10% (по массе). Повышенная концентра-
ция кислорода в стружке объясняется развитой поверхностью час-
тиц, которая окисляется в процессе токарной обработки слитка,
вследствие высоких локальных температур в зоне резания, дости-
гающих нескольких сотен градусов. В отличие от стружки частицы
ВЗР формируются главным образом под слоем расплава на тепло-
отводящей кромке диска. В результате с защитной средой взаимо-
действует частица с температурой поверхности не более 1000 К,
которая в течение долей секунды снижается до комнатной.

Структура и фазовый состав катализатора изучены методами
металлографии, измерения микротвердости, рентгенофазовым и
дифференциальным термическим анализом. Структура литого спла-
ва, содержащего порядка 1% (по массе) С и используемого для
получения стружки, характеризуется наличием крупных, до 1,5—
2 мм длиной, первичных игольчатых карбидов, имеющих в сече-
нии шестигранную форму, а также небольших островков твердого
раствора Ni-Mn-C, между которыми расположена эвтектика. Струк-
тура частицы ВЗР, полученной из этого же сплава, представлена
равноосными зернами твердого раствора с размерами 5—10 мкм,
в которые вкраплены включения мелкодисперсных карбидов с раз-
мерами порядка 1—2 мкм. При получении катализатора из исход-
ных компонентов — никеля марки ПНЭ-1 и марганца марки Мр1
содержание углерода не превышает 0,1% (по массе), а структура
частиц ВЗР состоит из однородного твердого раствора, благодаря
чему они обладают высокой пластичностью. Методами рентгено-
фазового анализа и ДТА установлено, что основными структур-
ными составляющими сплавов системы Ni-Mn-C являются твер-
дый раствор, карбид и твердый раствор углерода в интерметалли-
де NiMn, который локализуется в эвтектических зонах. Исследова-
ние каталитических свойств дисперсного катализатора, получен-
ного методом ВЗР, проведено на режимах синтеза алмазов марки
370
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
АС6. Фракционный состав полученных алмазных порошков и по-
казатель прочности кристаллов алмаза (величина разрушающей на-
грузки) определялись по ГОСТ 9206—80. Результаты сравнитель-
ных испытаний стружки и чешуйчатого порошка катализатора при-
ведены в табл. 6.13.

Таблица 6.13.

Результаты сравнительных испытаний катализатора

Способ получе- ния	Масса наби- вки, г	Усилие пресса, хЮ МПа	Выход алмаза с одного опыта, карат	Степень превра- щения, % (по массе)	Преобладающие фракции алмаза		
					зернис- тость мкм	содер- жание	проч- ность н
Точе- ние слитка	2,5	240	1,72	28,7	125/100  100/80  80/63  63/50	20,6  19,4  10,5  12,4	5,8  5,0  4,8  4,1
Метод ВЗР	2,6	210	2,16	33,3	125/100  100/80  80/63  63/50	23,4  19,3  12,4  14,6	6,3  5,5  5,0  4,9

Анализ полученных результатов свидетельствует о том, что
использование частиц ВЗР позволяет при меньшем усилии пресса
повысить степень превращения графита в алмаз. Высокая катали-
тическая активность ВЗР-порошков объясняется их мелкозернис-
той однородной структурой, меньшим содержанием кислорода и
менее дефектной поверхностью частиц, что обуславливает низкое
содержание адсорбированных примесей. Кроме того, пластичность
частиц ВЗР способствует увеличению массы набивки контейнера
и эффективной площади контакта металла с графитом, что в це-
лом повышает производительность пресс-установок.

Разработка технологического процесса получения
металлического порошка чешуйчатой формы

Экспериментальная отработка конструкции установки и тех-
нологических параметров процесса ВЗГР проводилась в условиях
НПО “Тулачермет” на опытно-промышленной установке газового
распыления расплава с использованием индукционной плавиль-
ной установки марки ИСТ-0,06/0,1 ИЗ. В качестве энергоносителя
использовали азот с содержанием кислорода менее 0,01% (по мас-

13*

371
се). Распыление расплава проводили кольцевой форсункой с уг-
лом распыления 16—20°, совмещенной с промежуточным обогрева-
емым металлоприемником, при давлении азота до 2 МПа и расхо-
де газа до 0,3 нм/с. Водоохлаждаемый медный кристаллизатор, из-
готовленный в виде кругового конуса со средним радиусом 0,07 м,
снабжен приводом вращения и пультом регулирования скорости
вращения в пределах от 500 до 3000 об/мин. Конструкция установ-
ки ВЗГР позволяла изменять удаление кристаллизатора от фокуса
распыления форсунки.

Экспериментальными исследованиями установлено, что оп-
тимальное удаление кристаллизатора от нижнего торца форсунки,
обеспечивающее стабильнорть процесса ВЗГР, определяется зави-
симостью от угла распыления, радиусов форсунки и кристаллиза-
тора. С приближением кристаллизатора к форсунке вследствие вы-
сокой плотности газометаллического потока и коагуляции капель
между собой происходит увеличение содержания больших пленок.
При удалении кристаллизатора увеличивается содержание сфери-
ческой фракции порошка.

Относительный расход газа при распылении расплава оказы-
вает определяющее влияние на гранулометрический состав метал-
лического порошка. Интенсивное распыление при большом расхо-
де газа приводит к увеличению содержания сферической фракции
менее 100 мкм. При малом расходе газа возрастает содержание
фракции размером свыше 2000 мкм, состоящей из больших чешу-
ек. Соотношением массового прихода и расхода расплава в пятно
контакта газометаллического потока распыления с закалочной по-
верхностью кристаллизатора обусловлены стабильность процесса
ВЗГР, качество и гранулометрический состав порошка. При недо-
статочной скорости вращения кристаллизатора на закалочной по-
верхности происходит наслоение и налипание частиц с образова-
нием многослойных крупных пленок. С увеличением скорости вра-
щения кристаллизатора количество и размер пленок уменьшают-
ся, однако вместе с этим возрастает содержание сферической фрак-
ции порошка.

С учетом результатов опытной отработки на базе существую-
щей конструкции установки газового распыления расплава с ис-
пользованием принципа модульного варианта взаимозаменяемых
узлов разработана унифицированная промышленная установка
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ВЗГР, позволяющая расширить номенклатуру выпуска металли-
ческих порошков без увеличения производственных площадей.

Установленные выше связи и закономерности позволили раз-
работать технологических процесс получения порошкового ката-
лизатора чешуйчатой формы на основе сплава Mn-Ni. Введение
операции дробления пленок позволило довести выход основной
фракции 1000/400 мкм до 50—55% вместо 15—18% по существую-
щей технологии.

Показано, что частицы чешуйчатого катализатора и графита
марок ГМЗ-ОСЧ по форме и насыпной плотности близки между
собой. Установлено, что насыпная плотность разработанного ката-
лизатора в зависимости от размера, формы и толщины частиц может
регулироваться в широком диапазоне от 0,8 до 1,7 г/см3.

Экспериментально, по разработанной методике определения
однородности реакционной смеси графита с катализатором после
вибровоздействия, показано, что равномерность распределения
компонентов реакционной смеси с катализатором ВЗГР повыша-
ется.

Установлено влияние способа получения дисперсного ката-
лизатора системы Mn-Ni на его каталитическую активность, обус-
ловленное влиянием скорости охлаждения при кристаллизации
расплава на структуру и свойства частиц. Показано, что при ско-
рости 10 К/с и выше происходит стабилизация фазы твердого ра-
створа никеля в марганец с ГЦК решеткой, параметр которой ме-
няется от 0,3656 до 0,3741 нм. Повышение скорости охлаждения
расплава приводит к подавлению выделения ряда фаз, в частности
карбидов, к повышению однородности распределения структур-
ных составляющих, к уменьшению содержания растворенных при-
месей, прежде всего кислорода. Об уменьшении доли карбидной
составляющей свидетельствует снижение микротвердости с 3800—
4400 (газораспыленный порошок) до 2700—3600 МПа (частицы
ВЗГР), сопровождаемое увеличением пластичности. Более высо-
кая равномерность распределения частиц ВЗГР в реакционной
смеси при их повышенной пластичности, позволяет добиться при
компактировании увеличения контактной площади металл—гра-
фит, а бблыпая однородность структуры катализатора обеспечива-
ет равномерное зародышеобразование кристаллов алмаза при син-
тезе во всем объеме смеси. Специфика структуры быстрозакален-
ного сплава Mn-Ni в сочетании с комплексом технологических
свойств реакционной смеси позволяет при неизменных парамет-
рах синтеза повысить с 25—28 до 35—42% степень превращения
графита в алмаз, на 25—30% увеличить выход алмазов, а также
повысить твердость и размер преобладающей фракции кристаллов.

6.7.	Дисперсноупрочненные и стареющие сплавы,
полученные методом экстракции расплава

Проблемы создания современных машин и оборудования,
необходимого для дальнейшего развития научно-технического про-
гресса, неразрывно связаны с получением новых материалов, об-
ладающих высокими механическими свойствами, и технологичес-
ких процессов их производства. Композиционные материалы (КМ),
упрочненные керамическими частицами, находят у нас в стране и
за рубежом широкое применение в области машиностроения, ав-
томобилестроения, авиастроения и других отраслей. Данные мате-
риалы обладают весьма высокой удельной прочностью, теплостой-
костью и превосходной износостойкостью.

Металлические композиционные материалы представляют
собой сочетание с металлом различных компонент — металлов,
интерметаллических соединений или вторых фаз, особым образом
располагаемых внутри металлической матрицы.

Сущность КМ и их технологии состоит в возможности изме-
нять свойства материалов путем введения в них необходимого ко-
личества твердых частиц, прочных жестких волокон или просло-
ек, определенным образом распределенных и ориентированных в
матрице. В КМ, армированных частицами, матрица является ос-
новным элементом, несущим нагрузку. Тонкое диспергирование
второй фазы обеспечивает создание препятствий для движения
дислокаций. Поэтому металлическую матрицу следует упрочнять
или армировать частицами в соответствии с их эффективностью в
качестве барьеров для движения дислокаций. Метод экстракции
расплава позволяет получать композиционные материалы, упроч-
ненные частицами, причем эти частицы могут быть как замешены
в расплав и находиться в нем в твердом состоянии, так и выпадать
из расплава в процессе высокоскоростной кристаллизации, а мо-
гут образовываться при расстекловывании аморфного состояния
материала, образовавшегося при закалке расплава. В случае заме-
шивания керамических частиц в расплав их размер может менять-
374
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ся от микрон до десятков микрон, а при кристаллизации керами-
ческих частиц из расплава их размер может уменьшаться до деся-
тых и сотых долей микрона.

Основными структурными параметрами, определяющими
эффективность частиц, являются средний свободный промежуток
между ними и межчастичное расстояние (расстояние между цент-
рами частиц). Средний свободный промежуток между частицами L?
определяется как среднее свободное расстояние между частицами
вдоль произвольно проведенной линии в произвольном сечении
образца. За межчастичное расстояние Sp беспорядочно распреде-
ленных частиц принимается радиус наименьшей окружности, про-
веденной около одной частицы в произвольной плоскости так,
что в пределах, ограниченных этой окружностью, расположена
вторая частица с вероятностью, равной единице. Эти параметры
связаны с диаметром d и объемным содержанием частиц V следу-
ющими уравнениями:

г

3^ Кр ’	($-1)

5Р = 0’82	(6.2)

Для эффективного дисперсного упрочнения межчастичное
расстояние 5р должно лежать в пределах от 0,01 до 0,3 мкм. При
этом многие свойства металлической матрицы, такие как плас-
тичность, электро- и теплопроводность, ударная вязкость, долж-
ны быть сохранены. Эти требования накладывают ограничения на
объемное содержание дисперсной фазы, которое должно быть ма-
лым.

Для сохранения величины свободного промежутка между
частицами £р в интервале 0,01—0,3 мкм и поддержания опти-
мального объемного содержания второй фазы 15% диаметр
частиц должен быть меньше 0,1 мкм.

Главное преимущество дисперсноупрочненных композитов
состоит не в повышении предела текучести при комнатной темпе-
ратуре, а в способности сохранять высокий уровень предела теку-
чести и соответствующее увеличение сопротивления ползучести в
Глава 6________________________________

широкой температурной области, вплоть до Т == 0,8 Тм, где Тм —
температура плавления металлической матрицы. Эффективность
дисперсных фаз в дисперсноупрочненных композитах связана с их
устойчивостью по отношению к высоким температурам. Это отли-
чает дисперсноупрочненные композиты от стареющих сплавов,
которые разупрочняются при повышении температуры. Дисперс-
ными фазами в композитах могут быть оксиды, карбиды, бориды,
силициды, нитриды, тугоплавкие металлы и т.д., которые нера-
створимы в матрице и некогерентны с ней.

Приложенная нагрузка в микрокомпозитных материалах рас-
пределяется между матрицей и частицами. Объемное содержание
второй фазы У превышает 0,25, а диаметр частиц и средний сво-
бодный промежуток между частицами в матрице составляет « 1
мкм. Таким образом, армированные частицами композиты зани-
мают промежуточное положение между дисперсноупрочненными
материалами и материалами, армированными волокнами.

Упрочнение композитов, армированных частицами, начина-
ется тогда, когда наличие диспергированных частиц приводит к
появлению механических ограничений деформации матрицы. В
общем случае это есть функция отношения межчастичного рассто-
яния к диаметру частиц и отношения упругих характеристик мат-
рицы и второй фазы.

Для КМ, содержащих недеформируемые твердые дисперсные
частицы карбидов и оксидов, разрушение начинается с появления
трещин в частицах, затем оно распространяется по матрице. Для
КМ с не деформирующимися под нагрузкой частицами предел
текучести пропорционален обратной величине квадратного корня
из межчастичного расстояния 5р. При 5 больше 0,5 мкм прочность
композита падает вследствие зарождения трещин на слабых гра-
ницах между частицами.

МАТИ им. К.Э. Циолковского совместно с рядом предприя-
тий проводит исследования по применению метода экстракции
расплава для получения следующих материалов: КМ системы А1-
SiC; КМ систем Fe-TiC-TiB2, Mo-ZrB2; жаропрочные алюминие-
вые сплавы Al-Cr-Zr; высокопрочные и деформируемые алюми-
ниевые сплавы, а также для переработки отходов алюминиевых
сплавов.

Наиболее часто применяемая технологическая цепочка полу-
чения пресс-изделий из КМ сплавов 01969 + 20% SiC и Д16 + 17%
________________Применение и свойства быстроэакаленных материалов
SiC осуществляется в следующей последовательности: получение
смеси порошка; засыпка в капсулы, вакуумирование и заварка
капсул; холодное компактирование; горячее компактирование;
горячее прессование.

Однако рассмотренная технологическая схема не позволяет
добиться достаточно равномерного распределения керамических
частиц в алюминиевой матрице. Применение метода экстракции
расплава позволяет, во-первых, получать частицы композицион-
ного материала с максимально равномерным распределением час-
тиц SiC, во-вторых, улучшить свойства матричного сплава благо-
даря повышению его прочности и пластичности. По этой причине
была использована следующая схема получения КМ: получение
лент КМ методом экстракции расплава; размол лент; засыпка в
капсулы, вакуумирование и заварка капсул; холодное компакти-
рование; горячее компактирование; горячее прессование.

По данной технологической схеме были получены прутки из
КМ 01969 + 20% SiC и Д16 + 17% SiC, а также матричных сплавов
01969 и Д16. При этом использовали порошок сплавов 01969 и Д16
с размером частиц до 50 мкм и порошок SiC с размерами частиц
до 3 мкм. Из смеси порошков прессовали прутки диаметром 20
мм, из которых методом экстракции расплава получали ленты КМ.
Процесс экстракции осуществляли на установке с принудитель-
ной подачей расплава на вращающийся диск. Необходимость при-
нудительной подачи вызвана большой вязкостью расплава алюми-
ния, в котором содержится большая объемная доля твердых час-
тиц SiC. Полученные ленты подвергали размолу на валковой мель-
нице. Порошковые материалы засыпали в капсулы и подвергали
вакуумной дегазации. Компактирование проводили на горизонталь-
ном гидропрессе усилием 6,0 МН при комнатной температуре,
давлении 1000 МПа с выдержкой под давлением t = 1—3 мин,
холодно-деформированные брикеты обтачивали, нагревали в элек-
тропечи сопротивления до температуры: — 01969 + 20% SiC, 01969
- 653-673 К; - Д 16+17%SiC, Д16 - 693-713 К. Затем брикеты
подавали в контейнер гидравлического пресса 6,0 МН и производи-
ли компактирование вытяжкой с противодавлением на специаль-
но сконструированной оснастке при вытяжке / = 6 и температуре
нагрева контейнера ТК(М = 350°С. Компактные заготовки обтачива-
лись, нагревались в электропечи сопротивления до температур:
сплав 01969 + 20% SiC, 01969 - 330ч-350°С; сплав Д16 + 17% SiC,
Д16 — 380+400’С. Горячее гидропрессование с наложением сдви-
говых деформаций осуществлялось на вертикальном гидравличес-
ком прессе усилием 1,6 МН с применением гидроэкструзионной
установки прямого действия. Компактную заготовку устанавлива-
ли в контейнер пресса (Ткон = 573 К) и выдавливали через матрицу
с винтовыми выступами. Физико-механические свойства прутков
в термообработанном состоянии представлены в табл. 6.14, а меха-
нические свойства этих прутков при повышенных температурах —
в табл. 6.15.

Таблица 6.14.

Физико-механические характеристики прутков из КМ Al-SiC
и матричных сплавов

Сплав	<jB, МПа	<*0,2> МПа	5, %	Твердость, НВ	КТР, а • 10~5	Е, ГПа
01969+20%SiC	715	642	2,6	2100	16,6	11,6
01969	680	620	6,0	1500	21,6	7,2
fll6+17%SiC	574	439	7,6	1880	17,5	10,4
Д16	510	350	16,0	1400	22,5	7,1

Таблица 6.15.

Механические характеристики прутков порошковых КМ от температуры
испытаний

t,	Д16+17% SiC			Д16			01969+20% SiC			01969		
°C	<*В»	Об,2>	8,	<*в,	°0,2’	8,	<*в,	°0,2»	8,	<h.	00,2»	8,
	МПа	МПа	%	МПа	МПа	%	МПа	МПа	%	МПа	МПа	%
20	570	440	7.6	510	350	16	720	640	2,6	680	620	6
150	520	420	7.9	390	270	17	650	610	4,7	450	350	12
250	330	310	9,8	280	190	13	360	360	11,1	150	120	16
350	90	80	19,1	-	-	-	100	90	19,5	-	-	-

Анализ физико-механических свойств полученных материалов
показал, что разработанная технология получения КМ 01969 +
+ 20% SiC, Д16 + 17% SiC с использованием метода экстракции
расплава и горячего гидропрессования с наложением дополнитель-
ных сдвиговых деформаций позволяет повысить качество полуфаб-
рикатов: увеличить механические свойства в 1,5—2 раза (в особен-
ности предела текучести и относительного удлинения); значитель-
но снизить анизотропию свойств в долевом и поперечном сечени-
ях полуфабриката; улучшить распределение карбида кремния в
378
________________Применение и свойства быстрозакапенных материалов
объеме матрицы; снизить температуру экструзии, улучшая струк-
туру и свойства.

Фирмой “Марко Материале” (США) разработаны дисперси-
онно-твердеющие коррозионностойкие стали, обладающие повы-
шенной прочностью и изготавливаемые с использованием техно-
логии закалки из жидкого состояния [3]. Характерная особенность
этих сплавов состоит в высоком содержании бора, который, выде-
ляясь в виде дисперсных боридов, стабилизирует микрокристал-
лическую структуру сплавов. К этой же группе можно отнести но-
вый класс инструментальных материалов, который составляют рас-
стекловывающиеся сплавы, полученные из аморфных порошков и
имеющие микрокристаллическую структуру, стабилизированную
дисперсными боридами и карбидами. Представитель этой группы
— сплав Devitrium 3065 обеспечивает в два раза большую макси-
мальную скорость резания, чем инструмент из стали М-42, и по
стойкости почти не уступает традиционным твердым сплавам. В то
же время в отличие от твердых сплавов материалы типа Devitrium
поддаются механической обработке [4].

Однако в этих сплавах содержание твердой фазы составляет
не более 5% (по массе), что существенно снижает возможность
резкого увеличения твердости сплавов. Использование метода вы-
сокоскоростного затвердевания расплава может способствовать по-
лучению значительно более высокого содержания твердой фазы в
материалах с микрокристаллической структурой, в частности спла-
вах системы Fe-TiB2-TiC и Mo-ZrB2.

В качестве исходных порошков использовались порошки кар-
бонильного железа и порошки карбида титана и диборида титана,
полученные из стружки титановых сплавов по технологии, разра-
ботанной в МИТХТ им. Менделеева [16]. Из смесей этих порошков
изготовлены спеченные длинномерные образцы правильной фор-
мы с относительной плотностью более 90%. Фазовый состав спе-
ченных образцов представлен в табл. 6.16.

Для получения быстрозатвердевших дискретных частиц с эф-
фективным сечением 30—150 мкм и длиной 5 мм применен метод
экстракции висящей капли расплава (ЭВКР) с лазерным плавле-
нием материала.

Для проведения структурных исследований из партии полу-
ченного материала отбирались образцы с малым (до 50 мкм) и
большим (свыше 90 мкм) эффективным сечением.
Исследование термической стабильности и кинетики распада
быстрозакаленной структуры проводилось с помощью дифферен-
циального термического анализа. Кроме того, образцы отжигались
в вакууме в интервале температур 800—1300 К в течение 1—60 мин.

Таблица 6.16.

Фазовый состав спеченных образцов системы Fe-BB2-TiC

№ п/п	Содержение фазы, % (по массе)		
	Fe	TiB2	TiC
1	90	-	10
2	80	-	20
3	70	-	30
4	70	25	5
5	70	20	10
6	70	15	15
7	70	10	20
8	70	30	-
9	80	20	-
10	90	10	-

После быстрой закалки изменяется фазовый состав сплава. В
полученных частицах наряду с исходными фазами a-Fe, TiB2, TiC
появляются новые фазы — Fe2B и Fe2C. После высокотемператур-
ного отжига образцов их фазовый состав изменяется на a-Fe, TiB,
TiC, Fe2B.

Размер зерен в полученных методом ЭВКР частицах значи-
тельно снижался по сравнению с исходным образцом. В исходном
спеченном штабике размер зерен составлял 0,3—10 мкм, а отдель-
ные зерна достигали 30 мкм. Следует отметить, что мелко- и круп-
нодисперсные фазы распределены по сечению этих образцов весь-
ма неравномерно. Размер зерен в быстрозакаленных частицах зна-
чительно более однородный, причем структура частиц зависит от
их толщины. Для “тонких” частиц шириной 80—90 мкм и толщи-
ной около 30 мкм характерно равномерное распределение мелко-
дисперсной керамической фазы и размер зерен укладывается в ос-
новном в интервал линейных размеров 0,08—0,6 мкм. В “толстых”
волокнах шириной 200 мкм и толщиной свыше 70 мкм выявлено
формирование карбидоборидной сетки. Размеры зерен “в толстых”
волокнах укладываются в основном в интервал линейных разме-
380
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
ров 0,1—2,5 мкм, причем более крупные зерна концентрируются
преимущественно у выпуклой поверхности, а наиболее мелкие —
у вогнутой поверхности волокна. (Следует отметить, что аналогич-
ные результаты по исследованию гранулометрического состава
изготовленных волокон получены и на приборе “Видеотест”.)

Полученные результаты свидетельствуют о значительном вли-
янии условий охлаждения на размер зерен и необходимости опти-
мизации таких параметров, как глубина погружения диска в рас-
плав и продолжительность контакта диска с расплавом. Длитель-
ность затвердевания волокон с большей толщиной значительно
увеличивается, что приводит к росту зерен и снижению их меха-
нических свойств. Кроме того, к негативным моментам относится
и очень неравномерная по размерам зерен микроструктура, на-
блюдаемая в “толстых” волокнах. Следовательно, при получении
волокон процесс следует проводить при условиях, исключающих
образование волокон с толщиной более 30 мкм.

Размер зерен железа в полученных волокнах настолько мал
(менее 0,01 йкм), что при используемой в работе методике рент-
генофазового анализа можно полагать, что полученная микрострук-
тура свидетельствует о переходе матрицы на основе железа в рен-
тгеноаморфное состояние. Частицы карбида и диборида титана стали
значительно более дисперсными, чем в исходном образце. Причем
частицы TiB находятся в ультрамикрокристаллическом состоянии.

При закалке расплава Fe-5%TiC-25%TiB2 получены образцы
с аморфной структурой (только 5% составляет фаза на основе а-
Fe). На термограмме, полученной в результате дифференциально-
го термического анализа этих образцов, наблюдается температур-
ный пик в интервале 840—880 К, что свидетельствует о распаде
аморфной структуры. Эти данные совпадают с результатами рент-
геноструктурного анализа. Фазовый состав образцов после терми-
ческой обработки при температурах выше температуры расстекло-
вания: a-Fe + 2,2%TiC +ll,3%TiB2 + 8,5%Fe2B и отличается от
состава микрокристаллитных частиц, полученных из сплавов с дру-
гим содержанием TiC и TiB2. В частности, в этом случае появилась
новая фаза — Fe2B, тогда как содержание TiC несколько снизи-
лось. Это снижение, вероятно, связано с восстановлением оксид-
ных пленок и выделением СО.

Таким образом установлено, что в системе Fe-Ti-C-B при
скоростях охлаждения порядка 105 К/с в сплаве состава Fe-5%TiC-
25%TiB2 получены материалы с аморфной структурой, а увеличе-
ние скорости охлаждения должно расширить интервал составов,
при которых образуется аморфная фаза. Сплавы системы Fe-Ti-C-
В являются перспективными в плане получения методом быстрой
закалки, так как имеют диаграмму состояния с низкотемператур-
ной эвтектикой и отвечают основным структурным критериям
аморфизации сплавов.

Полученная мелкозеренная структура волокон создает воз-
можность для значительного увеличения физико-механических
свойств изготовленных из них изделий. Известно, что для эффек-
тивного дисперсного упрочнения межчастичное расстояние (5р)
должно составлять от 0,01 до 0,3 мкм. Можно показать, что приме-
нение метода экстракции расплава в системе Fe-Ti-C-B обеспечи-
вает условия эффективного упрочнения материала (5= 0,21 мкм).
(При этом многие свойства металлической матрицы, такие как
пластичность, электро- и теплопроводность, ударная вязкость,
сохраняются.) Эти значения межчастичного расстояния получены
у волокон с эффективным сечением менее 30 мкм, а при исполь-
зовании расстеклованных аморфных волокон величина упрочне-
ния может достигать еще больших величин.

В качестве примера значительного роста физико-механичес-
ких свойств у материалов, полученных методом ЭВКР, можно при-
вести значения микротвердости у “тонких” волокон из сплава Fe-
15%TiC-15%TiB2 (рис. 6.17).

Рис. 6.17. Изменение микротвердо-
сти волокон из сплава Fe-15%TiC-
15%TiB2 {а) и карбидостали (б) в
зависимости от температуры отжи-
га

Микротвердость полученных волокон достигает 17 ГПа при
комнатной температуре, что сравнимо со значениями микротвер-
382
Применение и свойства быстрозакаленных материалов

дости традиционных твердых сплавов ВК8, Т15К6. При этом со-
держание металлической связующей значительно выше, что по-

зволяет повысить характеристики пластичности и ударной вязкос-
ти. С повышением температуры отжига происходит значительное

снижение твердости волокон вследствие распада быстрозатвердев-
шей структуры, увеличения размеров упрочняющих частиц. Если в
быстрозатвердевшем состоянии количество частиц с размером не
более 0,1 мкм составляло около 75%, то после отжига при 1300 К
оно уменьшилось до 27%. Вместе с тем за счет распада быстрозат-
вердевшей структуры и частичной коагуляции карбидной и бо-
ридной фаз содержание частиц с размером 0,2—0,7 мкм увеличи-
валось с 30 до 60% (рис. 6.18).

Рис. 6.18. Распределение размеров частиц кера-
мической фазы в сплаве Fe-15% TiC—15% TiB2:
О — исходное состояние;

	— после термической обработки

Таким образом, получены результаты, свидетельствующие о
перспективности сплавов системы Fe-TiC-TiB2 с высоким содер-
жанием твердой фазы для их использования в качестве инструмен-
тальных материалов с повышенными прочностными свойствами,
твердостью и вязкостью. Подтверждением этого вывода служит
достаточно высокое значение микротвердости у полученных спла-
вов, а также тонкодисперсная, гомогенная микроструктура мате-
риалов. По аналогии со сплавами систем WC-Co, Ti(C,N)-Ni-Mo
и карбидосталями такая микроструктура должна способствовать
значительному повышению физико-механических свойств спла-
вов. Приблизительно такие же значения микротвердости получены
у карбидосталей с содержанием твердой фазы (карбида титана) до
60 (по массе) % поэтому значительно меньшее содержание твер-
дой фазы в быстрозакаленных волокнах создает возможность зна-
чительного повышения их прочности и вязкости по сравнению с
карбидосталями при сохранении высоких значений твердости. По-
лученные волокна представляют интерес для изготовления инст-
рументальных материалов с повышенными свойствами.
Структурные исследования волокон системы Mo-ZrB2, полу-
ченных на установке ЭВКР с лазерным плавлением материала,
продемонстрировали их двухфазность с существенной зависимос-
тью размера зерен диборида циркония от толщины волокна, воз-
растая в пределах от 0,084-0,8 мкм до 0,14-2,5 мкм с увеличением
толщины волокон от 30 до 70 мкм. Для волокон характерно увели-
чение размера зерен керамической фазы по мере удаления от по-
верхности контакта расплава с диском-теплоприемником. Диффе-
ренциальный термический анализ волокон позволил установить,
что структура, полученная в результате закалки расплава системы
Mo-ZrB2, стабильна до 1600’С (« 0,8Тэет). Таким образом, прове-
денные исследования позволяют предположить о перспективнос-
ти применения волокон рассмотренных систем для получения жа-
ропрочных композиционных материалов.

Жаропрочные алюминиевые сплавы

Проведенные ранее работы свидетельствуют о том, что боль-
шими потенциальными возможностями в плане повышения проч-
ности и жаропрочности обладают сплавы на основе алюминия,
легированные переходными металлами, полученные методом вы-
сокоскоростного затвердевания расплава. Этот подход к решению
задачи вызвал необходимость разработки новой технологии полу-
чения полуфабрикатов и изделий из них. Однако при его исполь-
зовании существует ряд проблем, которые необходимо решить для
успешной реализации метода. Первая связана с необходимостью
значительного перегрева расплава в процессе получения быстро-
затвердевших частиц.

Вторая проблема — повышение производительности процес-
са экстракции за счет увеличения времени контакта диска-тепло-
приемника с расплавом. Время контакта диска-теплоприемника с
расплавом является функцией процесса волнообразования на по-
верхности расплава, зависящего от гидродинамического взаимо-
действия.

Как нам представляется, решить поставленные вопросы можно
с использованием электромагнитных методов воздействия на жид-
кие металлы. Сущность использованного метода заключается в на-
ложении на кристаллизующийся металл электромагнитных полей,
обеспечивающих гомогенизацию и поддержание расчетных (тре-
384
________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
буемых) температурных и гидродинамических режимов расплава,
а также воздействия на кристаллизацию металла [5, 6].

Для получения быстрозатвердевших частиц использовалась
установка, использующая принцип метода экстракции расплава в
электромагнитном поле с нагревом металла по принципу индук-
ционной канальной печи с циркуляцией металла через зону экст-
ракции под действием электромагнитных сил. Регулирование тем-
пературы металла и его уровня в зоне контакта с кристаллизато-
ром осуществлялось комбинированным способом — изменением
параметров электромагнитных систем установки и дозированием
подачи шихтовых материалов.

Установка состоит из ванны с индукционной единицей, ра-
бочей зоны с кристаллизатором, сборника продукции, шкафа и
пульта управления, печи для приготовления и обработки расплава.
Подача расплава в установку из печи осуществляется электромаг-
нитным методом в режиме дискретного дозирования или непре-
рывной подачи металла. Конструкция печи для приготовления рас-
плава позволяет осуществить ввод в сплав труднорастворимых ле-
гирующих компонентов, рафинирование и термостатирование рас-
плава.

Для получения сплава состава Al-2,5Cr-2,5Zr использовался
алюминий марки А999, металлический хром и лигатура Al-Zr с
содержанием Zr = 40%. Температура расплава при вводе легирую-
щих добавок регулировалась в пределах 1000 — НОО’С. Получение
частиц проводили по следующим режимам: температура расплава
950—1150’С, скорость вращения диска 1600 об/мин.

Была получена партия чешуек толщиной 25—50 мкм в коли-
честве 100 кг за 24 часа непрерывной работы в режиме термостати-
рования около 7 дней. Чешуйки из исследуемого сплава подверга-
ли холодному компактированию на прессе усилием 600 т в кон-
тейнере диаметром 80 мм. Плотность после холодного компакти-
рования составляла 60—70%. Брикеты помещали в технологичес-
кие стаканы и подвергали дальнейшей обработке в условиях се-
рийного завода. Вакуумный отжиг брикета осуществляется по сле-
дующему режиму: вакуум 1—0,1 Па, температуру при дегазации
изменяли ступенчато. Температура первой ступени составляла 200—
250е С, время выдержки 5—6 ч. Затем температуру нагрева подни-
мали до 380—400’С, время выдержки составляло 4—5 ч. Температу-
ра третьей ступени 450—460’С, время — 2—3 ч. При температуре
дегазации брикеты подвергали горячей деформации с использова-
нием “глухой” матрицы. Время выдержки под давлением составля-
ло 5 мин. Горячее компактирование осуществлялось на горизон-
тальном прессе 750 т в контейнере диаметром 95 мм. Температура
контейнера 400—410° С. Брикеты после компактирования обтачи-
вали для удаления технологического стакана и прессовали на пру-
ток диаметром 11 мм в два очка с вытяжкой 37,5. Температура
прессования составляла 420°С. Для испытаний образцы вырезали
из выходного, утяжинного конца и середины прутка.

Результаты измерений кинематической вязкости и электро-
сопротивления расплава показывают необходимость перегрева рас-
плава перед распылением выше 1150’С. В частицах сплава, полу-
ченного по предложенному режиму, световая микроскопия не вы-
явила присутствия интерметаллидов. По данным рентгенофазово-
го анализа также зафиксирован только твердый раствор на основе
алюминия. Методами микрорентгеноспектрального анализа в струк-
туре обнаружено незначительное количество мелких (менее 1 мкм)
выделений интерметаллида Al3Zr. Максимальное содержание в твер-
дом растворе на основе алюминия составило: 3,24% для хрома;
2,1% для циркония. Таким образом, использование установки по
получению быстрозатвердевших частиц экстракцией расплава в маг-
нитном поле позволяет перевести в твердый раствор практически
все количество легирующих элементов, входящих в состав сплава,
без использования значительных перегревов расплава.

Результаты испытаний прутков, прессованных из быстрозат-
вердевших частиц, полученных на установке экстракции расплава
в электромагнитном поле, приведены в табл. 6.17.

Таблица 6.17.

Механические свойства прутков из сплава Al-2,5%Cr-2,5%Zr
при комнатной температуре

Место вырезки образцов	Механические свойства		
	ов, МПа	оо,2> МПа	5, %
Выходной конец	434	401	14,2
Середина	438	405	14,3
Утяжина	442	414	15?1

Каждое значение в табл. 6.17 получено по результатам испы-
таний пяти образцов. Следует отметить достаточно высокий уро-
386
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
вень прочностных свойств полученных прутков. По пределу проч-
ности и пределу текучести механические свойства сплава А1-2,5%
Cr-2,5%Zr на 100—120 МПа превышают свойства жаропрочного
гранулируемого сплава 01419, который производится в опытно-
промышленном масштабе. Следует отметить высокую однородность
свойств по длине полуфабриката.

Высокая коррозионная стойкость материала объясняется обла-
гораживающим действием добавок переходных металлов в сочета-
нии с эффектом высокоскоростной кристаллизации расплава.

Наряду со сплавами системы Al-Cr-Zr, имеющими высокую
жаропрочность благодаря образованию дисперсных интерметаллид-
ных фаз Al3Zr и А13Сг2, внимание исследователей уделяется систе-
ме Al-Fe-Si-V имеющей высокую жаропрочность благодаря обра-
зованию фазы Al12(FeV)3Si.

Частицы сплавов Al-7,45Fe-0,72V-l,2Si (сплав 1) и Al-9,25Fe-
l,72V-2,4Si (сплав 2) получали методом экстракции расплава с
боковой подачей. Установка оснащена сменными водоохлаждаемы-
ми дисками из меди и стали. Диаметр дисков составляет 1000 мм
при ширине рабочей кромки 150 мм. Привод позволяет плавно
регулировать скорость вращения в переделах от 0,1 до 25 м/с (ли-
нейная скорость поверхности). Шероховатость рабочей поверхнос-
ти не превышала 5—10 мкм, а радиальное биение 25 мкм. Для под-
держания непрерывности процесса получения ленты установка
оснащалась раздаточной печью-миксером емкостью до 10 кг. Уста-
новка позволяет получать более 20 кг алюминиевых сплавов в те-
чение 1 ч.

После получения ленты подвергали размолу. Размолотый поро-
шок подвергали вакуумной дегазации при температуре 380—400°С
в течение 4 ч и компактированию с температуры дегазации. Полу-
ченные брикеты без механической обработки повторно нагревали
в промышленной проходной печи до 300—350’С и осаживали на
вертикальном прессе усилием 10000 т в плоскопараллельную заго-
товку, которую после механической обработки прокатывали на
двухвалковом стане 200 с единичным обжатием за проход е = 10—
20% при температуре 370—390’С. В результате был получен лист
толщиной 2 мм, механические характеристики которого приведе-
ны в табл. 6.18.
Таблица 6.18.

Свойства листа из сплавов системы Al-Fe-Si-V

№  сплава	^ИСП» С	Механические свойства		
		ов, МПа	ао 2, МПа	5, %
	20	470	420	8,0
1	250	250	-	15,0
	300	205	-	16,0
	350	190	-	15,0
	20	515	490	6,0
2	250	310	-	9,0
	300	255	-	13,5
	350	220	-	15,0

Деформируемые алюминиевые сплавы

Методом экстракции расплава получены дисперсные частицы
чешуйчатой формы следующих алюминиевых сплавов: АД-1, АМц,
АМг-6, Д-1, Д-16, 01969. Температура расплава при получении не
превышала 800°С. Скорость вращения диска-теплоприемника под-
держивалась в пределах 1500—2000 об/мин. Было изучено влияние
температуры нагрева, степени деформации и термообработки на
свойства полученных полуфабрикатов из быстрозакаленных порош-
ков. Перед экструзией частицы подвергали холодному брикетирова-
нию. Брикет экструдировали при температуре 400°С и X = 16. Из по-
лученных прутков были изготовлены образцы для оценки механи-
ческих свойств. Результаты испытаний приведены в табл. 6.19.

Сравнение свойств полуфабрикатов, изготовленных из дис-
персных ВЗР-частиц, и полуфабрикатов, изготовленных по метал-
лургии слитков, приведено на рис. 6.19. Полученные результаты
показывают перспективность методов порошковой металлургии для
улучшения прочностных характеристик деформируемых алюмини-
евых сплавов.

Как видно из диаграммы, применение метода экстракции
расплава приводит к улучшению свойств стандартных деформиру-
емых алюминиевых сплавов, что вызвано более равномерным рас-
пределением легирующих добавок, повышением их растворимос-
ти в твердом растворе в результате сверхбыстрого затвердевания
расплава, устранением микросегрегаций и, как следствие, более
__________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
равномерным распределением дисперсных выделений упрочняю-
щих фаз, уменьшением размера зерна. Эти механизмы позволяют
добиться одновременного увеличения прочностных и пластичес-
ких характеристик материалов по сравнению с традиционной тех-
нологией получения слитков.

Таблица 6.19.

Свойства прутков деформируемых сплавов, полученных с использованием
метода ВЗР

Сплав	Состояние	ов, МПа	on 7, МПа	8, %	V, %
АД		111  108	87  80	24  27	59  76
АМц	(1)  (2)	277  162	148  130	22  18	41  49
д-1	(1)	+т/о  (2)	+т/о	406  386	283  245	19  16	28  29
д-16	(1)	+т/о  (2)	+т/о	429  444	288  304	25  26	35  36
01969	(2) + т/о	880	-	3-4	-

Примечание. Состояние (1)— получение порошка экстракцией расплава +
холодное брикетирование + жидкофазное спекание + горячее прессование;
состояние (2) — получение порошка экстракцией расплава + холодное брикети-
рование + горячее прессование.

В процессе исследования свойств частиц алюминиевых спла-
вов, полученных экстракцией расплава, был обнаружен эффект
малой окисленности частиц по сравнению с распыленными алю-
миниевыми порошками несмотря на то, что процесс получения
частиц проводился на воздухе без использования защитной атмос-
феры. Содержание кислорода в порошке сплава АД было опреде-
лено методом нейтронно-активационного анализа и после пере-
счета на оксид алюминия приведено в табл. 6.20.

Этот факт можно объяснить тем, что процесс затвердевания
расплава и формирования частиц происходит на поверхности дис-
ка-теплоприемника под слоем расплава и с воздухом контактиру-
ет затвердевшая частица, что приводит к образованию тонкой ок-
сидной пленки.

Рассмотренные особенности процесса получения частиц ме-
тодом экстракции расплава и их компакгирования позволили разра-
ботать технологический процесс переработки кусковых отходов де-
<зв,МПа

900 L 1969 (ВЗР)

Р\

• \ \ 1969 (гранулы)

700 . \^Ч

5 10 15 20 25 6, %

Рис. 6.19. Диаграмма прочность—пла-
стичность деформируемых алюмини-
евых сплавов:

1	— технология слитков; 2 — экст-
ракция расплава

формируемых сплавов с использо-
ванием методов порошковой ме-
таллургии. Была выбрана следую-
щая технологическая схема изго-
товления заготовки детали:

1.	Получение алюминиевого
порошка из кусковых отходов
прессованных прутков сплава
АД-1 с использованием метода
высокоскоростного затвердевания
расплава (ВЗР).

2.	Размол порошка до необ-
ходимого фракционного состава
с использованием виброистира-

теля конструкции МНТК “Механобр”.

3.	Рассев полученного порошка.

4.	Прессование порошка в заготовку под спекание с относи-
тельной плотностью около 95%.

5.	Жидкофазное спекание прессовки в воздушной атмосфере.

6.	Выдавливание заготовки в деталь с последующей обрезкой
торцевого заусенца и пробивкой отверстий согласно требованиям
чертежа.

Таблица 6.20.

Окисленность порошков алюминия

Способ получе- ния	Удельная поверх- ность, м2/г	Содержание оксида алюминия, % (по массе)
1	0,11	0,10
	0,05	0,06
2	0,26	0,20
	0,11	0,50
	0,17	2,70

Примечание. 1 — экстракция расплава, 2 — распыление азотом ^содержанием
кислорода 6%.
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов

После выбора технологической схемы изготовления детали
были проведены работы по отработке режимов осуществления тех-
нологических операций. Для получения порошка в работе была
использована установка с нижней подачей расплава к диску-теп-
лоприемнику.

Особенностью частиц, полученных методом экстракции рас-
плава, является их неравноосная форма, обусловленная формой
рабочих кромок диска-теплоприемника, что уменьшает текучесть
и насыпную плотность порошка. При использовании крупных час-
тиц трудно добиться пропрессовки узких выступов в брикетах. За-
висимость насыпной плотности порошка от формы частиц приве-
дена в табл. 6.21. Следовательно, для использования частиц, полу-
ченных экстракцией расплава, в целях изготовления деталей мето-
дом порошковой металлургии необходимо ввести операцию раз-
мола частиц с целью их измельчения и придания им округлой
формы для улучшения технологических характеристик.

Таблица 6.21.

Влияние формы частиц иа насыпную плотность порошка

Форма частиц	Размеры частиц, мм			Насыпная плотность, г/см3
	длина	ширина	толщина	
Игольчатая	10-15	0,5-1,0	0,1	0,06-0,10
Чешуйчатая	5-7	1,0-2,0	0,1	0,30-0,40

Размол порошка

Для размола полученного порошка был использован вибро-
роликовый истиратель 75 БДРМ конструкции МНТК “Механобр”.
Для получения частиц порошка удовлетворительной формы и раз-
меров время размола должно не превышать 90 с. Более длительные
выдержки хотя и приводят к более тонкому размолу, но сопро-
вождаются нежелательным окислением порошка и его натирани-
ем на стенки стакана виброистирателя. Зависимость фракционного
состава порошка от времени размола приведена в табл. 6.22.

После размола определялись технологические характеристи-
ки порошка, такие как насыпная плотность и текучесть. Текучесть
определялась для навески порошка массой 50 г как время истече-
ния через воронку с отверстием диаметром 2,5 мм. Технологичес-
кие характеристики полученных порошков приведены в табл. 6.23.
Исходя из полученных результатов для изготовления заготовки был
использован порошок размером менее 400 мкм.

Таблица 6.22.

Влияние продолжительности измельчения па гранулометрический состав
порошка АД

Время

Фракционный состав, %

размола, с	-1,00 +0,63	-0,63 +0,40	-0,400 +0,315	-0,315 +0,200	-0,20 +0,16	-0,16 +0,10	-0,100 +0,063	ост.
30	55	7	14	16	4	3	1	-
60	26	26	17	15	8	5	2	1
90	5	49	15	18	5	5	2	1
240	2	32	15	25	9	9	5	3
600	2	16	32	14	14	10	8	4

Таблица 6.23.

Технологические характеристики порошка АД

Параметр

Фракционный состав

	-1,00 +0,63	-0,63 +0,40	-0,400 +0,315	-0,315 +0,200	-0,20 +0,16	-0,16 +0,10	-0,100 +0,063
Насыпная плотность, г/см3	1,07	1,00	0,91	0,950	1,00	0,99	0,980
Текучесть, с	150,4	115,2	87,6	75,2	73,1	-	-

Исследования показали, что хранение порошка на открытом
воздухе продолжительностью более 12 ч начинает отрицательно
сказываться на свойствах спеченных изделий. В то же время после
прессования в заготовки порошок может длительное время нахо-
диться в помещении без ухудшения механических свойств детали.
Ухудшение свойств алюминиевого порошка в процессе хранения
связано с адсорбцией влаги из атмосферы поверхностью порошка.
Для оценки общего газосодержания частиц алюминиевых порош-
ков в работе была применена установка “Газохром-3101”. Иссле-
дования позволили оценить общее газосодержание свежеполучен-
ных частиц в 3—10 см3/100 г порошка. В процессе хранения оно
может увеличиться до 300 см3/100 г. Адсорбированная влага обра-
зует на поверхности порошка две модификации оксидной пленки
392
_________________Применение и свойства быстрозакаленных материалов
— бемит и гидраргиллит. При нагреве порошка в результате взаи-
модействия влаги гидрооксида с алюминием может происходить
образование водорода. Выделяющийся водород и десорбирующие-
ся газы разрушают контакт между частицами порошка, уменьшая
плотность спеченного брикета. Спекание сильно гидратированных
порошков может сопровождаться потерей прессовкой формы в
результате интенсивного газовыделения.

Прессование

Основная цель операции прессования — получить изделие с
плотностью, обеспечивающей осуществление операции спекания на
воздухе. Поскольку окончательная форма детали должна быть полу-
чена после операции холодного выдавливания, то прессование дол-
жно обеспечить получение заготовки под холодное выдавливание.

Для успешного осуществления процесса спекания в воздушной
атмосфере к прессовке предъявляются высокие требования. Она дол-
жна иметь высокую относительную плотность для предохранения от
окисления частиц, находящихся внутри объема изделия. Не допус-
кается неравномерное распределение плотности по длине прессов-
ки, так как при спекании в образовавшиеся несплошности прони-
кает воздух и разрушает образовавшиеся контакты между частицами.
По образовавшимся трещинам расплав вытекает из прессовки.

С целью определения необходимого усилия прессования было
проведено исследование прессуемости алюминиевых порошков,
полученных методом ВЗР. Результаты приведены в табл. 6.24.

Таблица 6.24.

Зависимость относительной плотности прессовки (%), от давления
прессования

Вид порошка	Плотность прессовки, %, при давлении, МПа							
	50	100	150	200	300	400	500	600
АПС-1	80,2	86,1	93,3	95,1	97,3	97,5	97,5	97,5
ВЗР+размол	79,6	84,8	90,5	93,7	95,2	95,8	96,4	96,6
ВЗР	72,4	81,0	86,2	90,4	93,8	95,2	95,4	95,6

Таким образом, для достижения плотности прессовки, дос-
таточной для предохранения частиц от окисления (не менее 90%),
необходимо усилие прессования не менее 300—400 МПа. Превы-
393
шение этого давления приводит к проявлению упругого последей-
ствия и появлению трещин в прессовке и последующему браку
при спекании.

Жидкофазное спекание

Как правило, для спекания прессовок порошков алюминия и
его сплавов применяют жидкофазное спекание в защитной атмос-
фере. Такая технология позволяет получать детали хорошего каче-
ства, но требует применения дорогого специализированного печ-
ного оборудования. Другим недостатком является необходимость
точного поддержания температуры спекания (колебания темпера-
туры не должны превышать 4 град.). В целом это создает большие
технологические трудности и повышает цену детали. В данной ра-
боте предложен способ жидкофазного спекания порошка алюми-
ния в воздушной атмосфере. Эта технология не требует ни специ-
ализированного печного оборудования, ни жестких требований по
поддержанию температуры спекания, так как в этом случае форма
изделия сохраняется благодаря наличию на его поверхности проч-
ной оксидной пленки.

Было исследовано влияние температуры спекания и продол-
жительности изотермической выдержки на плотность прессовки и
ее микроструктуру. Разработанные режимы позволяют получать
изделия с относительной плотностью не ниже 98%. Изучение мик-
роструктуры спеченных образцов показало, что спекание при тем-
пературах ниже 720’С не позволяет частицам порошка образовать
между собой прочные металлические контакты. Аналогичный ре-
зультат получен и при более высоких температурах, но при про-
должительности изотермической выдержки менее 10 мин. Спека-
ние при температурах 720—760’С и при продолжительности изо-
термической выдержки более 10 мин позволило получить удовлет-
ворительную структуру при достаточно высокой плотности прес-
совок. Повышение температуры спекания выше 760’С приводило к
сильному короблению прессовки, растеканию расплава по ее по-
верхности и образованию пористости внутри заготовки. В качестве
засыпки использовали графит, так как он обеспечивает быстрый
прогрев прессовок до температуры спекания и служит дополни-
тельной смазкой при прессовании. При спекании без засыпки воз-
можно припекание прессовки к поверхности поддона.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1.	Технология металлов: Справочник - М., Машиностроение, 1991.
- 234 с.

2.	Ильина И.И. Вибростойкость паяных соединений из меди, выпол-
ненных различными припоями. - М.: ВНИИАвтогенмаш, 1980. - 220 с.

3.	De Cristiforo, D. Boze. ASM Int. Conf, of R.S. Materials, San-Diego, February
5.1986. P.28-31.

4.	Пашков И.Н., Ильина И.И., Шокин С.В. Роль процессов пайки в со-
здании новой техники. Ч. 2. - М.: ЦЦРЗ, 1996. - 49 с.

5.	Hackman L.E. Application of steel to refractory reinforcement. Fibrous
Concr. (Pros. Simp.) 1980, Constr. Press, Lancaster, Engl. 1980. P. 856-871.

6.	Hackman L.E. Selection of Steel Fiber Alloy Spells Succes for Refractory
Castables. Brick and Clay Record. 1981. V. 179. № 5. P. 190-210.

7.	Lancard D.E., Sheets H.D. Use of Wire fibers in refractory castables. Bull.
Am. Ceri Soc. 1971. V. 50. № 5. P. 497-500.

8.	Lancard D.E., Sheets H.D., Bundy G.E. Strengthening refractory concrete.
Ind. Process Heat. 1973. V. 13. № 3. P. 34-37.

9.	Lancard D.E. Fiber reinforced cement-based composites. Am. Ceram. Soc.
Bull. 1975. V. 54. № 3. P. 272-276.

10.	Lancard D.E. Factors affectong and perfomance steel-fiber reinforced
monolitic refractories. Ind. Heatery 1984. № 4. P. 22-27.

11.	Lana SN. Steel fiber reinforced refractories. Trans. Ind. Cer. Soc. 1980. V. 39.
№4. P. 130-137.

12.	Wooldridge J.F. Reinforced refractory fibers prove their value. Brick and
Clasy Record. 1978. V. 173. № 4. P. 36-39.

13.	A.c. 1628348 СССР. Митин Б.С., Колпашников А.И., ФедоровA.A. и др.
И Бюл. изобр. 1990. № 24.

14.	А.с. 1568362 СССР. Солдатенко В.А., Митин Б.С., Чижик С.П. и др.
// Бюл. изобр. 1990. № 3.

15.	Митин Б.С., Серов М.М., ПетровА.П., Еднерал Я.В.//Неорганичес-
кие материалы. 1997. Т. 33. № 12. С. 1-6.

16.	Левинский Ю.В., Петров А.П. // Неорганические материалы. 1992.
№10/11. С. 2086-2091.

17.	Митин Б.С., Архангельский В.М., Михальченков А.Н. и др. / Метал-
ловедение, литье и обработка сплавов. - М.: ВИЛС. 1995. С. 265-271.

18.	Митин Б.С., Серов М.М., Сухов С.В. / 5-е Всесоюзное совещание по
старению металлических сплавов. Свердловск. 1989. С. 72.
НАУЧНОЕ ИЗДАНИЕ

Васильев Виктор Андреевич, Митин Борис Сергеевич,
Пашков Игорь Николаевич, Серов Михаил Михаилович,
Скуридин Алексей Алексеевич, Лукин Александр Александрович,
Яковлев Виктор Борисович

ВЫСОКОСКОРОСТНОЕ ЗАТВЕРДЕВАНИЕ РАСПЛАВА
(теория, технология и материалы)

Под научной редакцией Б.С.Митина

Редактор издательства Э.М.Щербинина

Корректор Ю.И.Королева

Компьютерная верстка О.А. Москвина

Лицензия ЛП № 609171 от 17.04.97

Подписано в печать 19.01.98 Формат издания 60x88 /16

Бумага офсетная № 1	Печать офсетная

Усл.печл. 24,5	Усл.кр.-отт.24,5	Уч.-изд.л.23,25

Тираж 1000 экз.	Заказ № зозз	Изд. № И-020

“СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ”

1033006, Москва, Старопименовский пер., д. 8

Московская типография № 2 РАН

121009 Москва, Шубинский пер., д.6
Прогрессивная технология
получения волокнистых материалов

В МАТИ им.К.Э.Циолковского разработана высо-
копроизводительная технология получения волокон
неорганических материалов из расплава методом экс-
тракции висящей капли расплава вращающимся дис-
ком (ЭВКР).

Технология успешно используется при производст-
ве металлических волокон на основе алюминия, меди,
железа, никеля, титана, хрома для:

	нетканых иглопробивных фильтровальных ма-
териалов для автотракторной и сельскохозяй-
ственной техники;

	нетканых иглопробивных фильтров многора-
зового использования для молока, раститель-
ных масел, соков и других пищевых жидко-
стей;

	игольчатого наполнителя для фрикционных
тормозных колодок железнодорожного и ав-
томобильного транспорта;

	щеточных уплотнений авиационных газотур-
бинных двигателей;

	композиционных экранирующих материалов;

	материалов с эффектом памяти формы;

	светоотражающих покрытий для кровли;

	поглотителей СВЧ-излучения;

	наполнителей для железобетонных конструк-
ций;

	обогреваемых дорожных покрытий и взлетно-
посадочных полос.