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 (-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 (-
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
(= 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> (( = -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 2( 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 ( 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
Страницы: 1, 2, 3
|