Дипломная работа: Друга фаза композитів на основі міді, що виготовлені методом осадження у вакуумі

Недоліки цього методу: ДКМ отримують у вигляді фольги чи покриття на деталях; висока вартість методу; залежність структурних параметрів від багатьох факторів.

1.3 Вибір метода дослідження структури

Атестація структури, що містить нанорозмірні частки, судячи з літературних даних [13], є необхідною, але важкою задачею. Най частіше для вирішення таких задач використовують: рентгенівський та електронно мікроскопічний методи.

Рентгенівський метод

Дозволяє одержати усередненні данні які характеризують деякий об’єм речовини (наприклад, розмір областей когерентного розсіювання).

Для цього методу існують фізичні обмеження, пов’язані з тим, що при збільшенні дисперсності структури (часток, зерен) смуги поширюються та перекривають одна іншу, цей ефект спостерігається при зменшенні розміру нижче 1000Å. Така структура отримала назву рентген-аморфної.

Метод електронної мікроскопії   

Метод дозволяє наглядно представити структуру, що вивчається та співпоставити її з дифракційною картиною. При цьому методі також спостерігається поширення смуг, але при цьому за рахунок того, що розмір хвилі на один або два порядки менший (0,1–0,01Å) ніж у рентгенівському методі то цей ефект спостерігається при дисперсності структури нижче 100Å. В той же час для електронограм характерна низька точність у визначенні положення смуг. Також, якщо зйомки при рентгеноструктурному аналізі потребують кількох годин, то при зйомці електронограм витримка складає декілька секунд.

З огляду на вище наведене, для вивчення нанорозмірних часток другої фази в дисперсно-зміцнених композитах з розміром зерна матриці менше 0,5 мкм доцільно використовувати метод електронної мікроскопії.

1.3.1 Просвічуюча електронна мікроскопія

В основі методу просвічуючої електронної мікроскопії (ПЕМ) лежить вплив на об'єкт дослідження електронного променя. При реалізації методу беруть участь електрони, що пройшли через об'єкт і електрони, що дифрагували відповідно до умови Брегга. [8]

Застосування методу просвічуючої електронної мікроскопії вплинуло на формування сучасних представлень про механізми фазових перетворень, про будівлю границь зерен і міжфазних поверхонь, про процеси пластичної деформації, полігонізації, рекристалізації, радіаційних ушкодженнях і про багатьох інших процесах і явищах, що складають основу сучасного матеріалознавства.

При визначенні параметрів просторової структури по електронно-мікроскопічним знімкам виникає ряд труднощів, які обумовлені наступними причинами: електронно-мікроскопічний знімок є пласким відображенням об’єму, тому в випадку однакової швидкості розчину матриці та частки на знімку присутні зображення як часток, так і їх розрізів верхньою та нижньою поверхнею зразка. Коли матеріал часток розчиняється швидше, ніж матеріал матриці, тоді на верхній та нижній поверхні будуть присутні тільки сліди часток, розрізнити які дуже складно. В тому випадку, коли частки не розчиняються в електроліті, їх зображення на знімку будуть в натуральний розмір. Окрім того, на знімку можливе багатократне накладання зображень часток, а визначити густину накладання часто неможливо. Але для малих концентрацій накладання чи зовсім відсутнє, чи цим ефектом можна зневажити.

1.3.2 Будова, збільшення і розрізнення просвічуючого електронного мікроскопа

Основою ПЕМ є джерело електронів − електронна гармата, розташована у вакуумній камері з вакуумом 10-4…10-7 Па. Електронна гармата виконує функцію освітлювальної системи. Першою лінзою, у яку попадають електрони є конденсорна лінза. Конденсор фокусує на зразку зменшене зображення джерела електронів, що може бути перетворене в крапку ~ 2 мкм. Це забезпечує гарне висвітлення досліджуваної ділянки об'єкта.

Перше зображення об'єкта (досліджуваного зразка) формується в площині зображення об'єктивної лінзи. Надалі це зображення збільшується ще два рази – у проміжній і проекційній лінзі. Проекційна лінза формує кінцеве зображення об'єкта на флуоресціюючому екрані мікроскопа.

Проходячи через об'єкт, розташований поблизу апертурної діафрагми об'єктивної лінзи, електрони взаємодіють з атомами об'єкта і відхиляються від первісного напрямку, тобто розсіюються. Електрони, розсіяні на кут більше апертурного кута об'єктивної лінзи, обумовленого діаметром апертурної діафрагми, поглинаються в товщі матеріалу цієї діафрагми і надалі у формуванні зображення на екрані мікроскопа участі не приймають. Це дозволяє одержувати різке, контрастне зображення об'єкта [11].

Фокусування зображення здійснюється шляхом зміни фокусної відстані об'єктивної лінзи. Зміна фокусної відстані здійснюється зміною сили струму в обмотці лінзи.

У площині зображення об'єктивної лінзи розташовується рухлива селекторна (мікродифракційна) діафрагма. За допомогою цієї діафрагми можна одержати мікродифракційні картини від ділянок, виділених нею.

Для проведення металознавчих і метало-фізичних досліджень звичайно використовують мікроскопи з прискорюючою напругою 100…200 кВ. У залежності від типу об'єкта (щільності матеріалу) такі мікроскопи дозволяють переглядати об'єкти товщиною ~ 0,1…0,2 мкм.

Збільшення, забезпечуване просвічуючим електронним мікроскопом знаходиться у діапазоні ~ 200…400000 разів.

Теоретична розрізнююча здатність будь-якого оптичного приладу має величину порядку довжини хвилі випромінювання, що використовується для висвітлення об'єкта. Для 100 кВ електронного мікроскопа довжина хвилі електронів складає 0,037 Å. Однак, через наявність дефектів електронної оптики (хроматичної і сферичної аберації, астигматизму) реальна здатність електронних мікроскопів, що дозволяє, на 2…3 порядки гірше теоретичної. Проте, просвічуюча електронна мікроскопія дає можливість одержати зображення з високим розрізненням, аж до атомного (~ 0,1 нм).

1.3.3 Контраст і формування зображення

У формуванні зображення беруть участь тільки ті електрони, що попадають в отвір апертурної діафрагми. Якщо в результаті розсіювання частина електронів відхилилася на великі кути і не потрапила в отвір апертурної діафрагми, то інтенсивність електронного пучка, що бере участь у формуванні зображення, слабшає. Таким чином, зображення відповідної ділянки на екрані мікроскопа буде більш темним.

При дослідженні більш товстих і більш щільних об'єктів у більшому ступені виявляється розсіювання електронів, отже, через отвір апертурної діафрагми проходить менша кількість електронів. Це означає, що зображення товстих об'єктів буде більш темнішим, ніж тонких.

Якщо об'єкт має кристалічну структуру, то крім дифузійного розсіювання на контраст зображення буде впливати ще і дифракційне розсіювання. У загальному випадку кути дифракції перевищують апертурний кут об'єктива, тому у світлопольному зображенні за інших рівних умов кристалічні ділянки здаються більш темними, ніж аморфні.

Якщо об'єкт має полікристалічну структуру, то в залежності від орієнтації об'єкта стосовно електронного пучка яскравість зображення окремих ділянок (зерен) може сильно відрізнятися.

Умови відображення електронів можуть змінитися через вигини фольги чи локальних порушень кристалічної ґратки біля дефектів, наприклад біля дислокацій.

Дифракційним контрастом зображення можна керувати за допомогою контрольованого нахилу об'єкта навколо будь-якої заданої осі.

Контраст зображення можна поліпшити шляхом зменшення апертури об'єктивної лінзи. Теоретично це повинно приводити до втрати розрізнюючої здатності мікроскопа. До поліпшення контрасту також приводить зниження прискорюючої напруги.

Контраст на включеннях другої фази може мати або абсорбційну, або дифракційну природу. Абсорбційний контраст – частки другої фази можуть бути як з важчих так і з легших чим матриця атомів, та виглядати, відповідно, або світліше, або темніше від матриці. Однак в більшості случаїв контраст на частках другої фази має дифракційну природу.

Виділяють такі типи дифракційного контрасту:

А) Контраст на викривленях в матриці коло виділень:

1) деформаційний контраст виникає як що кристалічна решітка частки ізоморфна решітці матриці та має трохи інший період ґратки, а матриця коло включення пружно-здеформована.

Б) Контраст на виділеннях другої фази:

1) контраст за рахунок різниці структурних чинників матриці і виділень;

2) контраст на зображенні поверхні з’єднання фаз;

3) орієнтаційний контраст, спостерігається коли частки орієнтовані відносно матриці.

Так на тип контрасту, що спостерігається на електронно-мікроскопічних знімках, впливає цілий ряд чинників, тому аналіз електронно-мікроскопічних знімків досить кропіткий процес.

1.3.4 Розсіювання електронів речовиною. Утворення дифракційної картини в електронному мікроскопі

Щораз, коли на екрані електронного мікроскопа виникає зображення об'єкта, у задній фокальній площині об'єктива виникає дифракційна картина.

Якщо досліджується полікристалічний зразок, на електронограмі спостерігаються рефлекси, що мають форму концентричних окружностей.

У випадку дослідження монокристалічного зразка електронограмма виглядає у виді сукупності регулярно розташованих плям. Ці дифракційні максимуми виникають на тлі дифузійного розсіювання поблизу центральної плями. Орієнтація серій площин ґратки з міжплощинною відстанню d, при якій буде відбуватися дифракція електронів з утворенням дискретних рефлексів у вигляді плям чи кілець, визначається відомим законом Брегга [10].

λ = 2dhkl sіnΘ,

де λ – довжина хвилі падаючих електронів (залежить від прискорюючої напруги; чим більше напруга, тим менше довжина хвилі);

Θ – кут між напрямком електронного променя й атомною площиною;

dhkl - відстань між окремими площинами даної серії площин.

Дискретні дифракційні плями чи кільця утворяться тільки в тому випадку, якщо падаючі електрони розсіюються атомними площинами, розташованими стосовно падаючого променю під кутом Θ, що задовольняє закону Брегга.

Якщо при проходженні променів закон Брегга не виконується, то розсіяні електронні хвилі при взаємодії будуть послабляти один одного а, на електронограмі навколо центральної плями з'явиться тільки тло слабкого дифузійного розсіювання. Але в дійсності серед численних систем площин у кристалі завжди знайдеться кілька площин, розташованих під кутом Брегга стосовно падаючого променю. Отже, у електронограмі від кристалічного об'єкта завжди будуть матися дискретні рефлекси. На основі яких і проводиться фазовий аналіз. На точність проведення фазового аналізу будуть впливати багато чинників. При цьому може відбуватися накладення рефлексів матриці і другої фази, що найбільш вірогідно при когерентному зв’язку часток та матриці та (чи) високій дисперсності другої фази. Також на електронограмах можуть утворюватися сателіти, тяжі та ін., що ускладнює аналіз, є також вірогідність одержання зображення не придатного для репродукції.

2. Вибір напрямку дослідження

Дисперсно-зміцнені композиційні матеріали на основі міді дістали широкого використання в таких галузях як електротехніка, мікроелектроніка та ядерна техніка. Відомо, що рівень фізико-механічних властивостей дисперсно-зміцнених композиційних бінарних систем Cu–Mo, Cu–W, Cu–Ta, Cu-Co, Cu-Fe залежить від ступеня дисперсності структурних елементів та вмісту зміцнюючої фази, а стабільність властивостей обумовлена стабільністю структури. За умови, що частки зміцнюючої фази не перерізаються дислокаціями, характеристики міцності визначає не розмір самих часток, а відстань між ними, також важливі рівномірність розподілення та характер зв’язку частка-матриця. Всі ці характеристики мікроструктури можна змінювати, змінюючи технологію виготовлення та послідуючу термічну обробку для утворення оптимальної мікроструктури та надання матеріалу заданих властивостей, необхідно також дослідження її термодинамічної стабільності. Це можливо лише при певному контролі структури та детальному знанню її змін під впливом технологічних чинників.

Метою даної роботи є покращення характеристик дисперсно-зміцнених композитів на основі міді, шляхом встановлення впливу термічної обробки на морфологію нанорозмірних часток зміцнюючої фази.

Для досягнення мети вирішувалися наступні задачі:

1) Визначення особливостей часток другої фази дисперсно-зміцнених композитів бінарних систем Cu–Mo, Cu–W, Cu–Ta, Cu-Co, Cu-Fe в вихідному стані;

2) Дослідження впливу відпалу на другу фазу композитів.

3. Теоретичні та експерементальні дослідження

3.1 Матеріал дослідження

Матеріалом дослідження є композити на основі міді, що виготовлені методом осадження у вакуумі, другою фазою яких є частки кобальту, заліза, молібдену, вольфраму, танталу.

Зразки у вигляді плівок Cu-Co, Cu-Fe, Cu-W, Cu-Ta, Cu-Mo були виготовлені методом електронно-променевого випаровування компонентів з роздільних джерел у вакуумі, ступінь якого коливається у межах 10-4 – 10-5 мм. рт. ст. Осадження плівок проводилося на ситалову підложку, яка підігрівалась до температури 500 °С зі швидкістю 9–15 мкм/хв. Отримані плівки мали товщину 5–25 мкм при вмісті зміцніючої фази 0,1–5%

3.2 Підготовка зразків для дослідження методом просвічуючої електронної мікроскопії

Для електронно-мікроскопічних досліджень виколювали зразки діаметром 3 мм, а потім стоншували методом струменевої електролітичної поліровки. Склад електроліту: ортофосфорна кислота густиною 1,55 г./см3. Режим стоншення U=14–15 В, І=17 мА.

3.3 Методика дослідження зразків методом просвічуючої електронної мікроскопії

Електронно-мікроскопічні дослідження проводили на електронному мікроскопі ПЕМ-100. При цьому зі зразків були зроблені знімки, які були початковим матеріалом для отримання даних про розмір та форму часток.

Розмір часток вимірювали за допомогою вимірювального мікроскопу МІМ-2 в різних напрямках на багатьох знімках а площу за допомогою програми обробки зображень на базі пакету MATLAB. Отримані дані використовували для побудови гістограм їх розмірів. Гістограми будували в координатах відносний розмір часток-кількість часток даного розміру в відсотках.

3.4 Методика аналізу електронограм

Метод постійної приладу

Згідно з тим, що кут Θ достатньо невеликий, то sinΘ дорівнює Θ, тому рівняння Вульфа-Брега λ=2dsinΘ може бути переписано у вигляді λ=d2 Θ, де d – міжплощинна відстань, що відповідає плямі, для якої визначаються індекси. Вважаючи, що 2Θ=tg2Θ= r/L отримаємо

Lλ=dr, де (3.1)

L – довжина приладу,

r – відстань від центру електронограми до індицируємої плями.

Lλ – постійна приладу, що визначається вимірюванням відстані r на електронограмі речовини з точно відомими параметрами ґратки.

Визначення індексів плям на електронограмі за допомогою методу постійної приладу полягає у вимірюванні величини r для кожного рефлексу, розрахунку міжплощинної відстані d з рівняння (3.1) і співпоставленні її з міжплощинними відстанями, що зведені в таблицях довідника стандартних параметрів ґратки для досліджуємого металу. Індекси площини, міжплощинна відстань якої d найближче підходить до експериментально визначеної, попередньо приписують плямі, що досліджується.

Метод відношень

Попередньо знайдені індекси повинні перевірятися порівнянням виміренних значень r з відомою міжплощинною відстанню d. Згідно з рівнянням (3.1) r~(1/d). Відповідно, відношення значень r для будь-яких двох плям буде дорівнювати

Якщо це співвідношення зберігається для кожної пари плям, то тоді попередньо встановлені індекси повинні відповідати міжплощинним відстаням, що визначаються.

3.5 Розрахунок розміру часток по електронно-мікроскопічним знімкам

Проводили розрахунок двома методами.

Метод січних (визначення умовного розміру часток) полягає в тому, що на зображенні проводиться визначене число ліній у різних напрямках. Потім підраховується кількість перетинів границь часток кожною лінією. Після чого сумується кількість перетинань границь по всіх частках для всіх ліній.

Умовний розмір часток при цьому визначали по формулі:

dусл=∑L/K·∑n, (2.1)

де К – збільшення;

∑L – сумарна довжина сiчних ліній;

∑n – сумарна кількість пересічень ліній.

Другий метод складається з визначення загального числа кулястих мікрочастинок в обсязі сплаву методом площин.

Метод площин.

Для одержання надійного результату необхідно щоб загальне число обмірюваних площин мікрочастинок склало приблизно 150–200.

При цьому в ряді полів зору (чи на мікрофотографії) вимірюються площини досить великої кількості мікрочастинок. Вимірювання площин та аналіз розмірних характеристик структури проводилися за допомогою програми на базі пакету MATLAB у інтерактивному режимі, також розраховувався еквівалентний діаметр часток.

4. Структура бінарних дисперсно-зміцнених композитів на основі міді вакуумного походження у вихідному стані

Відомо [15], що при конденсації двох або багатокомпонентного пару, наприклад, типу метал-окисел чи метал-метал з мало чи зовсім нерозчинними у рівноважних умовах компонентами формуються пересичені розчини, гетерофазні конденсати з різним розміром структурних елементів. У зв’язку з тим, що морфологія другої фази дуже впливає на фізико-механічні властивості конденсатів, в роботі проведено порівняльне вивчення морфологічних особливостей часток другої фази в конденсатах бінарних систем на основі міді.

Головне призначення технологічного процесу виготовлення дисперсно-зміцнених композитів сплавів, що розглядаються – утворення гетерофазної високодисперсної, аж до нанорівня, структури. Нанозерна з нанодисперсними, рівномірно розташованими виділеннями зміцнюючої фази всередині пересиченого твердого розчину.

Механічні та електрофізичні властивості дисперсно-зміцнених композитів залежать від вмісту зміцнюючої фази та дисперсності структурних складників. Тому особлива увага приділяється тим композитам, у яких досягнута дисперсність нанорівня. Це дисперсно-зміцнені композити на основі систем: Cu-Mo, Cu-W, Cu-Ta, в яких другий компонент не розчиняється в матриці у рівноважних умовах. Для порівняння досліджувалися дисперсно-зміцнені композити на основі систем Cu-Co, Cu-Fe, що одержані в однакових умовах, другий компонент яких має незначну розчинність в матриці.

Структура дисперсно-зміцнених композитів у вихідному стані (рис. 4.1 – рис. 4.5) представляє собою двофазну систему або однофазну, при низькому вмісті другого компоненту. Матриця в цих системах, згідно даних по періоду ґратки, є пересиченим твердим розчином легуючих елементів в міді, друга фаза, наявність якої підтверджують дані електронографічного аналізу (рис. 4.1 – рис. 4.5) – нанорозмірні частки Ta, Mo, W, Co та Fe Середній розмір зміцнюючих часток композитів, що одержані в однакових умовах зведені у таблиці 4.1.

Таблиця 4.1-Розмір часток у дисперсно-зміцнених композитах вакуумного походження

Як видно у системах з нерозчинними компонентами дисперсність часток вища. Крім того вид контрасту на електронно-мікроскопічних знімках системи Cu-Co є характерним (деформаційний контраст), це говорить про когерентний зв’язок частка-матриця. Такий тип контрасту спостерігається також в системі Cu-Co металургійного походження. Відсутність такого контрасту в системі Cu-Fe скоріш за все обумовлена незначною різницею атомних діаметрів міді та заліза та відповідно низьким рівнем напружень у матриці. Виділення Ta, Mo, W не мають яскраво виражених границь, до них скоріш за все можна застосувати термін гетерогенна зона, що зустрічається в літературі. Контраст на знімках цих систем, скоріш за все, обумовлений різною здатністю атомів до розсіювання. Виходячи з типу контрасту та значної різниці атомних діаметрів компонентів можна припустити некогерентний зв’язок частка-матриця.

Страницы: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8