СОДЕРЖАНИЕ.

Введение

Элинварные и механические свойства мартенситноаустенитных сплавов

Магнитострикционные сплавы на основе никеля

Влияние деформации и внешней нагрузки на харрактеристики обратимого эффекта памяти формы в сплаве 80Г15Д2Н3Х

Заключение

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.