Скачать

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^-6K', 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 ме