Реферат: Прецизионные сплавы

ВВЕДЕНИЕ.

В конце прошлого века французский исследователь Ч.Гийом [ 1, с. 3—5] обнаружил в системе железо — никель сплавы, обладающие тепловым расширением на целый порядок ниже расширения составляющих компонентов. При увеличении концентрации железа в сплаве происходит снижение температурного коэффициента линейного расширения а; особо резкое его падение начинается при содержании железа более 50 %. Полюс самого низкого а соответствует содержанию 65 % (ат.) Fе в сплаве. Этот сплав был открыт Гийомом в 1886 г. и назван инваром из-за очень низкого температурного коэффициента линейного расширения. Аномалия свойств, связанная с инварным эффектом, используется при разработке сплавов с заданным значением а. Сплавы инварного класса имеют аномалии большинства физических свойств. Эти особенности инварных сплавов позволяют создавать материалы с уникальными характеристиками.

Необычный характер изменения свойств в сплавах на основе железо — никель широко используется в различных отраслях промышленности. В метрологии, криогенной, радиоэлектронной технике и геодезии часто не могут обойтись без сплавов со значениями а менее 2 • 10-6 К. В этих случаях значения а, близкие к нулевому, диктуются условиями эксплуатации, требованиями обеспечить высокую точность измерительного инструмента, стабильность эталонов длины, высокую устойчивость работы газовых лазеров, эксплуатационную надежность трубопроводов для транспортировки сжиженных газов и т.п.

Сплавы для соединения с диэлектриками (стекло, керамика, слюда и т.п.) должны иметь определенное значение и. Надежные соединения различных по свойствам материалов можно создать только при согласовании а в технологическом и эксплуатационном интервале температур. Сплавы с заданным значением а для указанных целей также созданы на основе инварных композиций.

В приборах автоматического терморегулирования широко используют термо-биметаллы. Пассивная составляющая термобиметаллов является сплавом с а, близким к нулю, активной составляющей служат сплавы с высоким значением а. Чем больше разница в тепловом расширении активной и пассивной составляющих, тем выше чувствительность термобиметалла.

Среди большого числа сплавов с заданным а преобладающая часть создана на основе сплавов системы Fe—Ni в области концентраций инварного состава. По этой причине за последние 15—20 лет изучению железоникелевых сплавов посвящены многие сотни работ, выдвинуты десятки гипотез для объяснения природы аномального характера свойств сплавов инварного класса. И, несмотря на большие усилия, приложенные учеными многих стран в исследованиях инварного эффекта, вопрос о природе инварности все еще остается нерешенным. Таким образом, инварность превратилась в проблему.

В этой связи не случайно, если еще не учитывать то, что инварные сплавы представляют интерес в теоретическом отношении, число публикаций по этому вопросу ежегодно составляет многие десятки работ.

Элинварные и механические свойства мартенситно-аустенитных сплавов

Известно большое число элинварных аустенитных сплавов, содержащих 40—50 % Ni, у которых с повышением температуры модуль упругости практически не изменяется (температурный коэффициент модуля упругости близок или равен 0) [1, 2]. Эти сплавы имеют относительно невысокий уровень механических свойств в недеформированном состоянии . Повышение предела упругости сплавов до 1000—1100 Н/мм2 достигается лишь после холодной пластической деформации с высокими степенями (90—98 %) и реализуется лишь в небольших сечениях (тонкая лента, проволока).

Применение высокопрочных мартенситных сплавов для этих целей невозможно, так как у них нет элинварного эффекта. Проблема решается при использовании мартенситно-аустенитных сплавов, обладающих повышенными механическими свойствами (по сравнению с чисто аустенитными сплавами) и высокими элинварными характеристиками, близкими к свойствам аустенит-ных сплавов этого назначения [3, 4].

В качестве основы для исследования мартенситно-аустенитных сплавов выбрана система Fe—Ni, обеспечивающая получение мартенситной структуры после закалки, а также протекание мартенситно-аустенитного превращения и дисперсионного твердения. Для интенсификации процесса старения сплавы легировали титаном [5, 6]. Исследуемые сплавы не содержат кобальт, а введение небольшого количества молибдена (около 1 %) обусловлено его высокой поверхностной активностью, предотвращающей зерногоаничное выделение карбонитридов и интерметаллидов.

Исследовали бескобальтовые мартенситностареющие сплавы Fe (20—25) % Ni, легированные небольшими добавками Ti и Мо. Легирование сплавов 20—25 % Ni связано с необходимостью получения при термической обработке стабилизированного аустенита.

Выплавку сплавов проводили вакуумно-индукционным способом. Сливки ковали на прутки круглого (диаметром 8 мм) и квадратного (14х14 мм) сечения, из которых вырезали образцы для определения механических и элинварных свойств. Образцы подвергали закалке или закалке и холодной пластической деформации со степенью обжатия 30—70 %, а затем старению в интервале 450—6500С в течение 2 ч. Определяли механические свойства образцов.

6, ф. Температурный коэффициент частоты ТКЧ оценивали по изменению частоты собственных продольных колебаний образца при электромагнитном возбуждении на установке "Эластомат 1.024" (в интервале температур —40-+60 °С). Температурные коэффициенты модуля упругости и частоты связаны между собой зависимостью:

¡ = 2b - a

где ¡ — ТКМУ; b — ТКЧ; a — температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР). Количество стабилизированного аустенита после нагрева до разных температур определяли рентгеноструктурным методом в железном К-излучении. Для изучения структуры и морфологии образующихся при нагреве упрочняющих и интерметаллидных фаз, а также кристаллов аустенита использован электронно-микроскопический метод исследования.

Исследовали влияние температуры старения на твердость сплавов и количество стабилизированной g-фазы. Установлено (рис. 1), что твердость достигает максимума после нагрева до 480-500 оС. При более высоких температурах наблюдается разупрочнение, связанное с образованием g-фазы и укрупнением выделившихся частиц интерметаллидов. Для получения в структуре исследованных сталей 40— 60 % стабилизированного аустенита, обеспечивающего эффект элинварности, необходимо их подвергать выдержке при 525—650 оС в течение 1—2 ч. Следует отметить, что в структуре сплавов Н21ТМ и Н23Т2М содержится менее 40 % аустенита, что связано с меньшим количеством никеля (21 %) в сплаве Н21ТМ и с повышенным содержанием титана в сплаве Н23Т2М. Под действием титана в последнем сплаве происходит интенсивное обеднение твердого раствора по никелю за счет выделения при старении никельсодержащего интерметаллида. Сплав Н25ТМ недостаточно упрочняется при старении, что обусловлено низкой температурой a - у-превращения и малым содержанием титана. В связи с этим в дальнейшем исследование проводили на сплавах Н23ТМ и Н25Т2М, в которых соотношение степени упрочнения и количества g-фазы после старения оптимально.

Эффективным способом повышения прочности исследуемых сплавов является пластическая деформация.

Исследовали влияние холодной деформации прокаткой, проводимой после закалки (т.е. в мартенситном состоянии), на твердость сплавов и количество в них g-фазы после старения при температуре 550 оС, что на 40-50 оС выше Показано , что

существенное изменение твердости наблюдается после деформации со степенью обжатия 30 %. Дополнительное повышение твердости состаренного мартенсита сплавов за счет проведения предварительной деформации, по-видимому, обусловлено увеличением плотности дислокаций, протеканием деформационного старения и повышением дисперсности выделяющихся интерметаллидных фаз. Дальнейшее увеличение степени деформации до 50—70 % практически не вызывает дополнительного упрочнения сплавов при последующем старении. Из приведенных данных следует , что предварительная деформация способствует дополнительному повышению твердости, практически не оказывая влияния на количество стабилизированного аустенита и элинварные свойства.

Проводили электронно-микроскопическое исследование структуры сплава Н23ТМ после закалки и старения в двухфазной а g-области. В закаленном состоянии кристаллы мартенсита имеют реечную форму ("псевдомартенсит"). После старения при 500 оС 1 ч (что свидетельствует максимуму прочности) в структуре сплава наблюдается большое количество иглообразных частиц интерметаллидной фазы толщиной 5—10 и длиной 20—40 нм. Анализ микро-электронограмм показал, что выделившемуся интер-металлиду соответствует ГПУ-структура типа Т1 (а - 0,255 нм, c= 0,42 нм). Старение при более высокой температуре - 525 оС 1 ч (выше Ау на 15 'О приводит к укрупнению частиц упрочняющей фазы и образованию стабилизированного аустенита, расположенного в виде тонких протяженных пластин между рейками мартенсита. На ранних стадиях образования g-фазы толщина пластин составляет 10—20 нм. При увеличении температуры до 550—575 оС и времени выдержки до 2—3 ч размер кристаллов у-фазы в поперечнике возрастает до 50—200 нм, а ее объемная доля составляет 40—55 %. Следует отметить, что кристаллы аустенита между реек мартенсита свободны от частиц интерметаллидной фазы.

На рис. 3 представлены результаты исследования влияния температуры старения на прочностные, упругие и элинварные свойства, а также на количество стабилизированного аустенита сплава Н23ТМ (предварительно закаленного и холоднодеформиро-ванного d - 30 %). Старение мартенсита при 400— 500 оС способствует увеличению характеристик прочности и упругости за счет образования дисперсных интерметаллидных фаз (при этом предварительная деформация вызывает рост характеристик прочности и упругости на 200 Н/мм2). При более высоких температурах старения образуется g-фаза (А - 510 °С), вследствие чего интенсивность упрочнения уменьшается и происходит заметное увеличение ТКМУ. Дальнейшее повышение температуры нагрева приводит к разупрочнению, связанному с увеличением количества g-фазы и коагуляцией частиц упрочняющих фаз.

Наиболее высокие прочностные свойства достигаются после старения в интервале температур 450— 550 °С, минимальные (по абсолютной величине) значения ТКМУ — при 525—575 °С. Оптимальное сочетание прочности и элинварности удается получить, когда эти интервалы перекрываются, т.е. после старения при 525-550 °С. Сплав Н25Т2М имеет аналогичный характер изменения свойств.

На экономнолегированных сплавах Н23ТМ, Н25Т2М после закалки и старения при 525—550 °С 2 ч (без предварительной деформации) получен следующий комплекс прочностных, упругих и термоупругих свойств.'Исследованные сплавы существенно превосходят известные аустенитные сплавы типа 44НХТЮ (Н44Х5Т2Ю) [1, 2] по уровню прочностных и упругих свойств, но при этом содержат на 20 % меньше никеля. На сплавах, подвергнутых предварительной холодной деформации, прочностные характеристики возрастают примерно на 200 Н/мм2, при этом ТКМУ не изменяется. Следует отметить, что указанные свойства достигаются (как в деформированном, так и в недеформированном состоянии) на прутках крупных сечений диаметром 20—100 мм.

Рассмотрим механизм структурных процессов, обеспечивающих элинварные свойства. Известно [I], что элинварные свойства (т.е. аномально низкие значения температурного коэффициента модуля упругости ТКМУ) имеют аустенитные сплавы на Fe—Ni-основе, содержащие 29,8—44,4 % Ni. В работе [3] установлено, что сплав 21НКТМ в мартенситном состоянии имеет ТКМУ = -(200-250)- 10-6 , a после старения в двухфазной (a + g)-области значения этого коэффициента снижаются до —(30—50) х х 10-6 K', что обусловлено образованием стабильного аустенита, обогащенного никелем до 30 %.

Можно сделать предположение о природе элинварности сплавов типа Н23ТМ. Вероятно, элинварные свойства сплава Н23ТМ являются результатом компенсации больших отрицательных значений ТКМУ мартенсита и больших положительных значений ТКМУ аустенита: -(200-250) • 10-6 и +(200-250) х х 10 -6 ЛГ соответственно. Достижение больших положительных значений ТКМУ аустенита сплава Н23ТМ является следствием его существенного обо-

гащения никелем. Это, вероятно, обусловлено протеканием двух процессов . Одним из них является обратное а - g-превращение,

обеспечивающее образование стабилизированного аустенита. В соответствии с диаграммой состояния в сплавах Fе—(21—23) % Ni после нагрева при температурах 500—600 °С формируется у-фаза с повышенным (до 27—29 %) содержанием никеля. Однако такого обогащения никелем недостаточно для реализации элинварных свойств. Очевидно, важную роль в существенном снижении ТКМУ играет второй процесс, связанный с растворением выделившихся интерме-таллидов и дополнительным обогащением аустенита никелем. После старения сплава Н23ТМ в интервале 450—500 оС выделяются частицы Ni Ti, равномерно распределенные по объему мартенсита, в том числе и вблизи границ кристаллов. Первые тонкие прослойки аустенита образуются на границах кристаллов у-фазы, характеризующихся дефектностью и пониженной энергией зарождения. Повышение температуры старения до 550 — 575 °С сопровождается ростом толщины пластин и последовательным поглощением ранее выделившихся вблизи границ высокодис-персных частиц интерметаллида< Следует отметить, что размер пластин (50 — 200 им) существенно превышает размер частиц (5—20 нм). Обнаружено, что частицы отсутствуют в этих пластинах, т.е. растворены в у-фазе. Можно предположить, что на начальных стадиях образования аустенита происходит частичное растворение фазы Ni Тi (обогащенной никелем) , что приводит к появлению концентрационных неоднородностей и локальному увеличению содержания никеля. Старение при температурах выше 600 оС вызывает более полное растворение частиц интерме-таллидов в аустените, выравнивание состава по никелю и, как следствие, к увеличению значения ТКМУ.

Таким образом, элинварные свойства мартенситно-аустенитных сплавов типа Н23ТМ являются следствием образования стабилизированного аустенита при старении и обеспечиваются различием ТКМУ мартенсита и аустенита, примерно одинаковых по абсолютной величине, но противоположных по знаку. Повышение ТКМУ g-фазы связано с двумя причинами: обогащением ее по никелю в соответствии с диаграммой состояния (на ранних стадиях а - Y-превращения) и дополнительным локальным увеличением содержания никеля при неполном растворении никельсодержащих интерметаллидов. Характерно, что наиболее высокие элинварные свойства сплава Н23ТМ реализуются после старения при 525—560 °С 2 ч, обеспечивающего получение 40—50 % ферромагнитного аустенита и неполное растворение интерметаллвда Ni Ti (аустенит этого сплава, состаренного при 550 "С 2 ч, имеет точку Кюри T=165 С).

Следует отметить, что в работе оценивали ТКМУ и количество g-фазы двойных Fe—Ni-сплавов в различных температурных интервалах. После закалки , обработки холодом сплавы Fe—(21—25) % Ni имеют мартенситную структуру. Нагрев сплавов в интервале 500—650 °С приводит к образованию 20— 60 % аустенита. Однако значения ТКМУ изменяются M, после старения в указанном температурном интервале. Следовательно, двойные железоникелевые сплавы, содержащие 21—25 % Ni, практически не обладают элинварными свойствами. Содержание такого количества никеля в сплаве является необходимым, но недостаточным условием для реализации элинварности. Для существенного снижения ТКМУ сплавы Fe—(21—25) % Ni должны дополнительно легироваться элементами, образующими никельсодержащие интерметаллидные фазы при старении, которые будут растворяться при последующем нагреве и обеспечивать локальное повышение содержания Ni в аустените.

В связи с тем, что элинварные свойства обнаружены в настоящей работе в сплавах типа Н23ТМ, а также ранее в сплаве 21НКМТ [3], можно отметить следующее. Упрочнение указанных сплавов сопровождается выделением интерметаллвда Ni Т1. Низкий ТКМУ обусловлен растворением этой никельсо-держащей фазы и локальным обогащением аустенита по никелю. Известные мартенситно-стареющие сплавы на основе Fe—Ni могут быть предположительно разделены на две группы. Очевидно, элинварными свойствами будут обладать сплавы I группы на основе Fe—Ni, легарованные одним из элементов Та, Nb, V, Si, A1, упрочнение которых связано с формированием никельсодержащих интерметаллидных фаз, а именно Ni Nb; Ni Та; NiV; NiAl [5, 7, 8]. Высокими термоупругими свойствами, по-видимому, будут обладать сплавы, имеющие комбинацию этих и других интерметаллидов. Для сплавов Я группы, в которых при старении выделяются только фазы, не содержащие никель, типа Fe Mo, Fe W [5] и др., а также для двойных нестареющих сплавов Fe—(21—25) % Ni вероятность проявления элинварных свойств весьма низка.

Выводы. 1. Экономнолегированные бескобальтовые сплавы на основе Fe—(23—25) % Ni обладают элинварными свойствами после нагрева в двухфазной мартенситно-аустенитной области.

2. Высокий уровень прочности и упругости сплавов Н23ТМ, Н25Т2М обусловлен выделением при старении в мартенсите дисперсных частиц интерметаллидной фазы Ni Т1, а элинварные свойства связаны с образованием 40—55 % стабилизированного аустенита.

3. Низкий температурный коэффициент модуля упругости сплавов на основе Fe—Ni—Ti является результатом компенсации больших отрицательных значений ТКМУ мартенсита и больших положительных значений ТКМУ аустенита. Высокие показатели ТКМУ аустенита обусловлены повышенным содержанием никеля в нем на ранних стадиях к - у-превра-щения и локальным обогащением у-фазы при неполном растворении никельсодержащего интерметалли-да Ni Ti.

4. На бескобальтовом сплаве Н23ТМ после закалки и старения (без деформации) получен следующий комплекс свойств

d= 1000-1100 Н/мм2, ТКМУ = -(10-30)- 10 -6 К. После предварительной холодной деформации (30 %) механические свойства сплава Н23ТМ повышаются (без изменения ТКМУ) Указанные свойства достигаются (как в деформированном, так и в недеформированном состоянии) на прутках крупных сечений диаметром 20—100 мм.

5. Исследованный сплав существенно превосходит известные аустенитные сплавы типа 44НХТЮ (Н44Х5Т2Ю) по уровню прочностных и упругих свойств, но содержит никеля на 20 % меньше.

Магнитострикционные сплавы на основе никеля

При разработке нового магнитострикционного сплава необходимо выполнение следующих условии:

достижение высоких магнитострикционных характеристик, повышение механических свойств и электросопротивления, снижение скорости звука по сравнению с аналогичными характеристиками никеля и Ni -4%Со-сплава. Из магнитострикционных характеристик наибольшее значение имеют два параметра: магнито-стрикция насыщения (т.е. предельно достижимое относительное изменение размеров образца при статическом намагничивании) \, и динамический коэффициент электромеханической связи k, определяющий степень преобразования энергии переменного электрического токав механическую. Магнитострикция насыщения X, характеризует предельно достижимую мощность излучающего преобразователя, коэффициент электромеханической связи k - электроакустический КПД. Предельная мощность преобразователя зависит также от механической прочности материала, а КПД -от его электросопротивления. Требования к магнито-стрикционным сплавам конечно не ограничиваются перечисленными параметрами. Они включают также магнитную восприимчивость, технологичность при штамповке, сопротивление усталости, коррозионную стойкость в рабочих средах и др.

При введении 4-4,5 % Со в Ni коэффициент k заметно увеличивается за счет резкого уменьшения энергии магнитной кристаллической анизотропии Е при 20 °С: от -5 мДж/см3 до 0. При этом магнитострик-ция А.,, согласно ряду публикаций [1, 2], снижается от - (35-37)-10 -6 ( для чистого никеля) до -(28-33)-10-6 Относительно небольшая магнитострикция "компенсируется" увеличением коэффициента k от 0,25 до 0,44 соответственно. Двойной сплав Ni - 4 % Со имеет невысокие прочность (на уровне чистого никеля) и электросопротивление, что вызвало необходимость разработки более сложных сплавов на основе этой системы [1, 3, 4]. Один из известных сплавов такого рода - сплав "никоей", содержащий 2,5 % Со и 2 % Si -нашел применение в гидроакустике [4]. Следует отметить, что хотя введение третьих компонентов (Si, Cr) и

повышает прочность и электросопротивление, но приводит к снижению магнитострикции.

Кардинальное повышение магнитострикции возможно за счет использования ее кристаллографической анизотропии. Так, у чистого никеля магнитострикция максимальна в направлении <100> и минимальна в направлении <111> (l = -55-10 -6 и -27-10 -6 соответственно). Ранее уже предлагалось использовать для изготовления магнитострикционных преобразователей никелевую ленту с кубической текстурой [5], однако в то время не удалось создать промышленную технологию ее производства. Проводятся также работы по усовершенствованию альфера: повышение его пластичности путем специального легирования, совершенствование технологии и увеличение магнитострикции за счет создания оптимальной текстуры [б].

В последние годы институт "Гипроцветметобработка" при участии Акустического института им. Н.Н. Андреева разработал сплавы на основе системы Ni - 4 % Со, а также технологию получения из них магнитострикционной ленты с сильной кубической текстурой. Влияние отдельных легирующих добавок на магнитные и механические свойства подробно изучены нами ранее [7, 8]. Исходя из данных [7, 8] с учетом приведенных выше требований были выбраны две системы для создания магнитострикционных сплавов:

Ni-Co-W и Ni-Co-Mn. Добавки марганца и вольфрама обеспечивают упрочнение твердого раствора и рост электросопротивления при сравнительно небольшом снижении магнитострикции. Одновременно оба компонента стабилизируют текстуру {100} <001>, что позволяет получить максимальную магнитострикцию в направлении прокатки ленты.

В настоящей работе' оптимизировали состав магнитострикционных сплавов. Основная задача исследования - определение области составов, где энергия анизотропии E = 0. Все эксперименты проводили при комнатной температуре.

Энергию анизотропии Е измеряли методом вращающегося феррозонда по величине магнитомеханическо-го момента М [9] при одновременном контроле текстуры. Из кривой М =¦( a) при вращении зонда над поверхностью ленты на угол от 0 до 2p с помощью электронного гармонического анализатора выделяли вторую и четвертую гармоники Аг и А4. По данным [10], при кубической текстуре .

Выплавляли ряд двойных и тройных сплавов системы Ni-Co-Mn, у которых варьировали содержание Со и Мn в пределах 0-6 % с шагом 2 %. Это соответствует схеме факторного эксперимента. Слитки массой 2 кг получали в вакуумной индукционной печи. После горячей и холодной прокатки с последующим отжигом из этих слитков получали ленты с сильной и острой текстурой {100} <001> в отожженном состоянии, рассеяние не превышало 5° (0,1). Амплитуду гармоник А4 калибровали по ленте чистого никеля с сильной кубической текстурой и энергией анизотропии Е= -5 мДж/см3.

Для трехкомпонентной системы Ni-Co-Mn результаты измерения Е (Дж/см3) в зависимости от концентрации компонентов аппроксимированы уравнением второго порядка.

Из уравнения (1) получали формулы погрешностей, связанных со случайными колебаниями состава:

dE/d[Co} » 16,7 - 2,5[Mn] - 2,2[Со];

dE/d[Mn] » 14,6 - 2.5[Со] - 2.6[Mn].

По этим уравнениям для ряда составов были вычислены значения энергии магнитной кристаллической анизотропии Е и ее производных по изменению концентраций компонентов сплава

Е характеризует "устойчивость" Е по отношению к колебаниям химического состава сплава. Вычисления выполнены с шагом по концентрации Со и Мп 0,25-1 %. Кроме того, рассчитывали величину l исходя из линейной зависимости от концентрации компонентов.

Переходя к практическому выбору сплава, мы приняли, что сплав должен удовлетворять условиям:

T.e. магнитострикция должна быть достаточно велика, а магнитная анизотропия по крайней мере на порядок меньше, чем у чистого никеля. В то же время желательно повысить устойчивость E т.е. добиться возможного уменьшения Е. Как видно в изученной области составов изменяется в 4-6 раз. Минимальные значения Е находятся в стороне от линии наименьшей анизотропии, однако достаточно малую величину Е можно обеспечить и при Е = 0. Приведенные выше условия выполняются у сплава НКоМц4-1, содержащего 3,5 % Со;

1 % Мп, остальное - Ni. Такой сплав имеет E = 0,7 мДж/cм3-%) (здесь предполагается "усредненный" процент добавки).

Колебания концентрации кобальта, вызываемые угаром и ликвацией, значительно меньше, чем марганца. С другой стороны, Ec, > Е'm, так что в целом колебания содержания обеих добавок дают априори близкий эффект. Аналогичное рассмотрение устойчивости магнитострикции по отношению к составу приводит к тривиальному результату: поскольку концентрационная зависимость магнитострикции линейна, ее производные во всей области составов постоянны, следовательно нет оснований предпочесть по такому признаку одни составы другим.

При допустимых отклонениях от номинального состава +0,2-0,4 % обоих компонентов, вполне осуществимых на практике, изменение \, не превышает ± 1 • 10 -6, а колебания соответствуют ±0,1 мДж/см3, т.е. на уровне ошибок измерения. Данный состав зафиксирован в технических условиях на ленту из сплава НКоМц4-1.

Кубическая текстура в отожженной ленте, обеспечивающая максимальную магнитострикцию в направлениях прокатки, поперечном и нормальном к поверхности ленты, одновременно приводит к получению минимальных скорости звука и модуля упругости в этих же направлениях, совпадающих с <100>. Это позволяет контролировать качество ленты по модулю нормальной упругости Е. Нами показано, что А., и 2?хорошо коррелируют, их связь определяется эмпирической зависимостью.

Согласно действующим техническим условиям, лента должна иметь в отожженном состоянии Е < 150 кН/мм2, удельное электросопротивление сплава р = 12 мкОм-см. Следует отметить, что малое значение модуля упругости позволяетуменьшить габариты резонансных ультразвуковых излучателей, т.е. сэкономить материал. Электросопротивление такой величины при толщине ленты 0,2-0,4 мм позволяет избежать потери на вихревые токи при частотах до 20 кГц. Сплав НКоМц4-1 рекомендуется для изготовления мощных акустических излучателей, работающих в килогерцевом диапазоне частот. При этом обеспечивается предельная мощность в 1,5 раза выше, чем у излучателей из, технического никеля, и одновременно высокий КПД. Такие преобразователи применяются, в частности, в гидроакустике.

Магнитострикционный материал для ультразвуковых преобразователей, работающих в диапазоне более высоких частот, должен иметь повышенное электросопротивление. Методика поиска

и оптимизации соответствующего состава в целом аналогична приведенной выше. Для этой цели нами предложен никелевый сплав НКоВоЗ-3 (3,25 % Со и 3 % W), подробное исследование которого здесь не приводится. Сплав НКоВоЗ-3 может быть эффективно применен в установках ультразвуковой технологии, например в ваннах очистки, в ультразвуковых хирургических инструментах, для интенсификации химических процессов и т.д. Сплав НКоВоЗ-3 выпускается в виде тонкой ленты.

Наконец, для магнитострикторов, работающих при низких частотах (порядка сотен герц), и особенно при повышенных температурах нет необходимости в добавках кобальта. При нагреве до 150-200 °С для чистого никеля Е переходит через 0. Для этих условий эксплуатации разработан сплав, не содержащий кобальта.

Текстурованные магнитострикционные ленты из никелевых сплавов производят по техническим условиям АО "Экспериментальный завод качественных сплавов" (г. Москва).

Сравнительные характеристики магнитострикцион-ных материалов приведены в таблице, где наряду с новыми сплавами на основе никеля указаны традиционные сплавы, включая альфер Ю13.

Выводы. 1. Новые магнитострикционные сплавы на основе никеля, прежде всего типа Ni - 4 % Со, по акустическим характеристикам не уступают традиционным материалам, используемым в источниках ультразвука, а по механическим и антикоррозионным свойствам - их превосходят.

2. Предложен критерий устойчивости свойств относительно колебаний химического состава: минимум производной данного свойства, в частности E по концентрации компонентов. Этот фактор целесообразно принимать во внимание при разработке новых материалов, особенно с использованием методов математического планирования эксперимента.

Влияние деформации и внешней нагрузки на характеристики обратимого эффекта памяти формы в сплаве 80Г15Д2НЗХ

При определенной обработке обратимое формоизменение в сплавах памяти формы наблюдается и без приложения внешней нагрузки (так называемый эффект обратимой или двусторонней памяти формы). В этом случае деформация при прямом мартенситном превращении происходит под действием внутренних напряжений или дефектов кристаллической структуры. Одним из способов получения эффекта обратимой памяти формы является многократное повторение цикла:

деформация в мартенситном состоянии - нагрев - охлаждение. Наиболее ярко двусторонняя память формы выражена в Mn-Cu-сплавах, в которых высокотемпературная гранецентрированная кубическая (ГЦК) у-фаза претерпевает переход в гранецентрированную тетраго-нальную (ГЦТ) фазу по механизму термоупругого мартенситного превращения. В этих сплавах значительная величина обратимого формоизменения наблюдается уже после первого цикла (деформация в мартенситном состоянии - нагрев - охлаждение) [I].

Исследовали сплав 80Г15Д2НЗХ (15 % Си, 2 % Ni, 3 % Сг, остальное -Мп), обладающий оптимальным комплексом механических и термочувствительных свойств после закалки от 900 оС в воде и отпуска при 450 оС 2 ч [2]. Отпуск при 450 °С способствует установлению метастабильного равновесия двух изоморфных ГЦК-фаз (у, и у0 разного состава и повышает температуру мартенситного превращения до 160 °С [З]. После отпуска ленту размерами 200х10х1 мм подвергали пластической деформации изгибом. Получившуюся в результате деформации ленты геликоидальную пружину помещали в установку, К внутреннему концу пружины жестко крепился вал, через который на нее передавался постоянный момент силы. Пружину подвергали термоциклированию по схеме 20 - 180 °С. Нагрев пружины-образца осуществлялся электрическим током. Температуру контролировали приваренной к образцу хромель-алюмелевой термопарой, а деформацию наружного волокна - по углу поворота вала с помощью датчика угловых перемещений. На рис. 1, а представлена кривая формоизменения образца после деформации со степенью E= 2,7 % в процессе нагрева и охлаждения.

При первом нагреве происходит частичное восстановление исходной формы (кривая 7). При 180 °С деформация восстановления формы е, = 0,9 %. В процессе охлаждения происходит частичный возврат к форме, заданной первоначальной деформацией (е, и 0,5 %). При дальнейшем термоцикли-ровании кривая формоизменения стабилизируется, повторяя кривую охлаждения 2 с практически нулевым гистерезисом .Зависимость величины обратимого эффекта памяти формы е; от деформации в мартенситном состоянии приведена на рис. 2. Видно, что при малых значениях е,, эта зависимость линейная. При e > 4 % величина е; не изменяется, что согласуется сданными работы [I].

Если после указанной обработки к образцу при термоциклировании дополнительно приложить внешнюю нагрузку, величина обратимого эффекта памяти формы изменится. При этом направление приложения внешней нагрузки о может совпадать с направлением предварительной деформации , или быть противоположным ему. Пример формоизменения под нагрузкой, когда направления d и e совпадают, представлен на рис. 1, б. Нагрузка никак не влияет на формовосстанов-ление образца при первом нагреве (кривая 3 имеет такую же форму, как кривая 2), но вызывает дополнительную деформацию при охлаждении (рис. 1, б, кривая 4). Эта дополнительная деформация увеличивается при дальнейшем термоциклировании, но после трех циклов нагрева и охлаждения кривая формоизменения стабилизируется (рис. 1, б, кривая J). Формоизменение под нагрузкой становится более плавным, однако температура максимальной термочувствительности практически не повышается (рис. 1, б, кривая 5). Влияние нагрузки в целом можно охарактеризоватьдвумя параметрами: суммарной степенью необратимой деформации Ер, накапливающейся в процессе стабилизации, и степенью обратимого формоизменения под нагрузкой в установившемся режиме. На рис. 3 , а приведена зависимость e и eр от величины внешней нагрузки d для трех групп образцов, различающихся по степени предварительной деформации в мартенситном состоянии. Для всех трех групп приложение внешней нагрузки повышает величину обратимого формоизменения При этом наиболее существенное повышение .

наблюдается в образцах с e= 0,6 %, и минимальное -в образцах с e = 8,0 %. Зависимость Sp от внешней нагрузки примерно одинакова во всех трех группах образцов: Бр имеет низкие значения при о < 100 Н/мм2 и резко увеличивается при о > 100 Н/мм2.

В случае, когда Бц и о противоположны по направлению, внешняя нагрузка приводит к деградации обратимого эффекта памяти формы. Как для образцов e = 1,2 %, так и для образцов с e= 4,6 %, величина e резко снижается с увеличением а (рис. 3, б).

Возникновение обратимого эффекта памяти формы в Mn-Cu-сплавах связано с особенностями их деформации в мартенситном ГЦТ-состоянии. В этих сплавах она осуществляется по двум механизмам: двойникованием со сдвигом плоскостей {110} в направлении <ПО> на начальных стадиях деформации и дислокационным скольжением по обычной системе {111} < 110 >, преобладающем при больших степенях деформации [4,5]. Часть деформации, обусловленная смещением границ, является обратимой и восстанавливается при нагреве в процессе ГЦТ - ГЦК-превращения. При этом области, в которых произошла необратимая деформация скольжением, становятся центрами локальных внутренних напряжений. Ориентированные внутренние напряжения вызывают при охлаждении преимущественное образование мартенсита с благоприятной ориентировкой кристаллографической оси тетрагональности с [1],т.е. являются причиной возникновения обратимого эффекта памяти формы.Противоречие устраняется, если предположить, что сформированные деформацией внутренние напряжения существенно неоднородны по направлению. Причиной неоднородности являются аккомодационные напряжения в мартенсите. Этот вывод непосредственно следует из анализа результатов работы [б], в которой рентгено-структурными методами изучался механизм деформации Mn-Cu-монокристаллов с мартенситной структурой.

Согласно [б], при ГЦК -» ГЦТ-превращении в Mn-Cu-кристалле образуются пластины мартенсита, граничащие по плоскостям {110}. Каждая из пластин состоит из мартенситных доменов двух вариантов со взаимно перпендикулярными тетрагональными осями с . Домены имеют двойниковую ориентацию с плоскостями двойникования {110}, составляющими угол 60° с границами мартенситных пластин. Границы двойников легко подвижны и при приложении внешних напряжений перемещаются внутрь неблагоприятно ориентированного двойника. Это приводит к формированию мартенситной текстуры с преобладанием доменов с осью вдоль направления сжатия. Однако при неблагоприятной ориентировке мартенситной пластины, для которой направление деформации параллельно плоскости двойникования, перемещение существующих границ двойников невозможно (фактор Шмида равен 0).

В качестве примера на рис. 4 изображены пластины ан В, состоящие из доменов 1, 2 и 3, 4 соответственно. При приложении сжимающей нагрузки о вдоль [010] условия для перемещения границ между вариантами 1 и 2 в пластине А будут наилучшими. В этом случае двойниковые границы между вариантами 3 и 4 в пластине В не могут перемещаться. Эксперимент показывает, что на границах пластин возникают аккомодационные напряжения растягивающие пластину В. Кроме того, условие сохранения сплошности требует разворота пластины А относительно В при двоиниковании. Отсюда возникают аккомодационные сдвиговые напряжения .

При деформации поликристалла также должны возникать значительные аккомодационные напряжения на границах зерен. Релаксация аккомодационных напряжений частично происходит двойникованием, частично - скольжением на границах раздела мартенситных вариантов и на границах зерен. При последующем нагреве сплава области аккомодационного скольжения становятся очагами неоднородных по направлению внутренних напряжений. Мы предполагаем, что эти напряжения играют важную роль при образовании преимущественной текстуры мартенсита в процессе охлаждения. Они способствуют лучшей аккомодации на границах пластин текстурованного мартенсита. В то же время упругие напряжения, создаваемые внешней нагрузкой, при данной схеме испытаний можно считать однонаправленными. Таким образом, различия в условиях аккомодации являются причиной меньшей эффективности метода нагрузки по сравнению с методом деформации.

В рамках предложенной нами модели объясняется тот факт, что величина обратимого эффекта памяти Рформы в образцах, подвергнутых деформации с e= 2,7 и 8,0% после снятия нагрузки становится ниже исходного уровня (см. рис. 3). По нашему мнению, термоциклирование под нагрузкой выравнивает внутренние напряжения по направлению приложенного напряжения. При этом неоднородные напряжения сформированные деформацией в мартенситном состоянии, подавляются.

Выводы. 1. Наилучшим способом формирования обратимой памяти в изделиях из сплава 80Г15Д2НЗХ является пластическая деформация в мартенситном состоянии со степенью 5-10 %. Несколько менее эффективным способом является приложение к изделию нагрузки в процессе мартенситного превращения. Совместное воздействие деформации и нагрузки не приводит к существенному повышению степени обратимого формоизменения.

2. Обратимый эффект памяти после деформации обусловлен наличием поля внутренних напряжений, существенно неоднородных по направлению. 3. Изменение степени обратимого формоизменения под внешней нагрузкой обусловлено непосредственным влиянием нагрузки на текстуру мартенситного превращения и возникновением дополнительных неоднородных внутренних напряжений.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ.

1) В.В.Русаненко, А.Ф.Еднерал, О.Н.Леденева. Элинварные и

механические свойства мартенситно-аустенитных сплавов.//

Металловедение и термическая обработка. 1996 №7. Стр.27-30.

2) С.Г.Хаютин, И.П. Голямина. Магнитострикционные сплавы

на основе никеля. .//Металловедение и термическая обработка. 1997 №3. Стр. 20-23.

3) П.Л.Потапов, С.Ю.Макушев, В.Б.Дмитриев. Влияние деформ-

ации и внешней нагрузки на характеристики обратимого эффекта

памяти формы в сплаве 80Г15Д2Н3Х. // Металловедение и термическая обработка. 1997 №3. Стр. 16-19.

4) А.Н. Захаров. Физика прецизионных сплавов с особыми

тепловыми свойствами. М.1993, стр. 4-10.

СОДЕРЖАНИЕ.

Введение ………………………………….. стр.1

Элинварные и механические свойства мартенситноаустенитных сплавов…..……стр.2

Магнитострикционные сплавы на основе никеля……………………………………....стр.8

Влияние деформации и внешней нагрузки на харрактеристики обратимого эффекта памяти формы в сплаве 80Г15Д2Н3Х………….…стр.13

Заключение………………………………...стр.19

Министерство высшего и профессионального

образования Р.Ф.

ВОЛОГОДСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ

ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ

Кафедра экономики и технологии

производственных процессов.

Дисциплина: Материаловедение

РЕФЕРАТ

ПРЕЦИЗИОННЫЕ СПЛАВЫ

Выполнил : ст. гр. МТ-22

Дружинин С.В.

Проверил: Тамарина А.М.

г Вологда

1999

Вологда 1999