Добавил:

ivanov666 Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.

Вуз:

Башкирский Государственный Аграрный Университет

Предмет:

[НЕСОРТИРОВАННОЕ]

Файл:

книги из ГПНТБ / Фавстов Ю.К. Сплавы с высокими демпфирующими свойствами

.pdf

Скачиваний:

Добавлен:

24.10.2023

Размер:

10.91 Mб

Скачать

☆

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 7 8 910 / 2610 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 > Следующая >>>

T a б л и ц а 7

Время изотермического распада фиксированного закалкой у-твердого раствора сплавов Си—Мп

Мп. %	Время	полного	Мп, %	Время полного
Мп. %	распада, ч		Мп, %	распада, ч
? ' ■	126-130		70	24-48
40	126-130		70	24-48
45	168—216		75	42-72
50	0	-2 4	80	168-216
60	2І 6	—330	85	24-48
65	48-72		90	72-96

приводящего к образованию равновесной структуры, вообще не обнаруживается [126]. Установление темпе ратуры, при которой скорость диффузии становится ис чезающе малой величиной, имеет важное практическое

значение, так	как именно	она определяет температур
ную область	устойчивости	метастабильных	структур,
фиксированных закалкой,		обеспечивающих,	как будет

показано, высокий уровень демпфирующей способности. Структура слитков сплавов, богатых марганцем,

имеет ярко выраженный	дендритный	характер и после
травления в реактиве	(10 а —FeCl3, 30 мл — НС1 и
120 мл — Н20) состоит	из темных,	обогащенных мар

ганцем осей дендритов и обедненных марганцем свет лых участков (рис. 39, а). Степень неоднородности по марганцу составляет при этом 25—35 %• Так, в литых образцах из сплава с 75% Мп содержание марганца в

осях дендритов составляет 85%, тогда						как в междуос-
ных	объемах — всего 55%			(рис.	38). Уже после		первых
часов отжига		при 840—860°С			степень	неоднородности
снижается в несколько			раз	(рис. 39).		Однако	полнос
тью однородного состояния в литых сплавах не							удает
ся	достигнуть	даже	после		многосуточного		отжига

(рис. 37, в, г).

Мы рекомендуем следующий режим гемогенизирующего отжига литых марганцевомедных сплавов с 70—

85% Мп: нагрев		до 840°С, выдержка		24 ч, и / медлен
ное охлаждение.		очень	медленного охлаждения		сплавов
Даже после
(0,5 град/ч)	от	температур, соответствующих			области
стабильного	у-твердого		раствора с	кубической	гране
центрированной		решеткой, полученная структура высо-

Рис. 37.	Микроструктура	литого марганцевомедного	сплава	с 75% Мл;
а — после	литья; б — после	гомогенизации при 840°С, 10	ч; е — то	же, что и
б, 20 ч; г — то же. что и б		72 ч

комарганцевых сплавов значительно отличается от рав новесной. Линия максимальной растворимости марган ца в ^-твердом растворе сдвигается в сторону больших концентраций марганца. Вместо ожидаемой в соответ ствии с диаграммой состояний двухфазной структуры (ом рис. 34) может быть (получена трехфазная; симар- ганец-|-твердый раствор с кубической гранецентриро ванной решеткой (ун)+твердый раствор с тетрагональ ной гранецентрированной решеткой (ут).

При	скоростях	охлаждения (2,5—4,2			град/ч)	одно
фазная	структура	будет	фиксироваться		соответственно
в сплавах с содержанием			марганца	до	45 и до	50%.
При большем содержании			марганца	при	данных	усло

виях охлаждения структура будет трехфазной. При скорости охлаждения 20 град/ч однофазная структура фиксируется в сплавах с содержанием марганца до 60%, при скорости охлаждения 40 град/ч — в сплавах с содержанием марганца до 65%. Сплавы с большей концентрацией імарганца после охлаждения с указанной

МпХ

Рис. 38. Микрорентгеноспектрограмма отлитого сплава 75% Мп+25% Си; а — исходное состояние (отливка по выплавляемым мо

делям); б — после гомогенизации при 840°С, 10 ч; в — после гомогенизации при 840°С, 30 и.

скоростью имеют двухфазную структуру, твердый раствор с (гранецентрированиой тетрагональной решет кой— ут и а-марганец. Более резкое охлаждение пол ностью подавляет (по крайней мере в сплавах с содер жанием марганца до 90%) выделение кристаллов ссмарганца. В этом случае структура сплавов с содер жанием марганца менее 65—82% (большему содержа нию марганца в указанных пределах соответствует и большая скорость охлаждения) будет однофазной — y-твердый раствор с решеткой гранецентрированного

куба; с несколько большим содержанием марганца (область концентраций шириной 2—4%) — двухфаз ной, состоящей из кристаллов у-твердого раствора с кубической и тетрагональной гранецентрированными решетками; при еще более высоком содержании мар ганца структура сплавов будет вновь однофазной — y-твердый раствор с тетрагональной гранецентрирован ной решеткой [126, 127]. Исследование кинетики пре вращения метастабильного y-твердого раствора с куби ческой гранецентрированной решеткой в тетрагональ ную показали что это прев ращение имеет мартенсит ный характер и происходит в результате сдвига по пло скостями (ПО) у-гранецент-


		гомогенизации, ѵ				Рис.	40.	Результаты			рентгено
Рис.	39.	Зависимость		степени		графического				исследования
						структур		закаленных			марганце
неоднородности			(отношение			вомедных		сплавов		при различ
площади		дендритов	к	площади		ных температурах				[136]:
матрицы)		литого	сплава		75%	1— тетрагональная					решетка;
Мп+25% Си от продолжительно						2 — кубическая			решетка; 3 —
сти	гомогенизации		при		850°С	смесь	двух фаз		тетрагональной
П28]						и кубической

рированной решетки. Критические температуры мартен ситного превращения Мн и Мк с увеличением содержания в сплавах марганца от 74 до 93,5% повышаются примерно по линейному закону (рис. 40) [126]. В интервале МИ—М,< сосуществуют и кубическая, и тетрагональная решетки. Превращение имеет обратимый характер и повторяет ся при каждом цикле нагрев — охлаждение. При мно гократном (несколько десятков раз) повторении ука-

занных циклов температурный интервал мартенситного превращения несколько расширяется.

Скорость превращения при охлаждении и нагреве не одинакова. При охлаждении образование отдельных кристаллов мартенситов в виде полосок происходит практически мгновенно, аналогично образованию мар тенситных пластин в стали. При нагреве обратное мар тенситное превращение совершается медленно путем перемещения поверхностей фазового раздела в направ лении, перпендикулярном большой оси пластин [126].

Критические температуры мартенситного превраще ния в литых сплавах, вследствие ликвации могут значительно отличаться (в сторону повышения) от при

веденных	выше. Так в литых	образцах из	сплава	с
85% Мп	температура Мп была	равна 120°С,	после	го

могенизирующего отжига при температуре на 100 град

ниже	линии	солидуса	с выдержкой 60	ч	температура
Мп	снизилась	до 90°С, а после выдержки			120 ч — до
75°С	[129].		исследования	высокомарган
Металлографические			исследования	высокомарган

цевых сплавов в процессе прямого и обратного мартен ситных превращений показали, что последние протека ют по механизму двойникования. При этом в результа

те	прямого превращения структура становится бо
лее	измельченной. Образование мелкокристаллической

структуры объясняется одним из основных законов фа зовых превращений, согласно которому, если при пре вращении симметрия уменьшается, то из одного крис талла образутся несколько1, причем количество послед них будет зависеть от степени потери симметрии. Именно при переходе из гранецентрированной кубичес кой в гранецентрированную тетрагональную решетку две оси куба, имеющие симметрию четвертого порядка становятся осями второго порядка, т. е. симмсірия уменьшается. При обратном превращении поликристал лическая структура с тетрагональной решеткой может перейти даже в монокристаллическую с кубической решеткой.

Образующиеся при мартенситном превращении мар ганцевомедных сплавов двойники имеют своими грани

цами	плоскости		(111) и (ПО) и разделяются	по гео
метрии и		степени	подвижности на две группы	[126,
130,	131].	К первой группе относятся крупные		двой

ники (макродвойники) с относительно стабильными границами, проходящими через все зерно исходного y-твердого раствора. Эти крупные двойники напомина


ют двойники в		а-латуни и характеризуются				той же
плоскостью двойникования			(111).			распо
Вторая	группа	двойников		(микродвойники)
лагается	внутри	крупных		двойников.	Их плоскости
двойникования — (ПО). Протяженность					границ	микро
двойников	определяется		границами двойников			первой

группы. Границы микродвойников легко перемещаются как под действием напряжений за счет прикладывае-

----- Охлаждение

Нагреб

Рис. 41. Схема изменения двойниковой структуры высокомар ганцевого сплава в закаленном состоянии при изменении тем пературы [126]

мых извне усилий, так и в результате изменения тем

пературы.							удает
С	помощью оптического микроисследования
ся выявить только			двойники		первой	группы,	причем
четкость		их выявления		возрастает		с увеличением со
держания		марганца. В сплавах с содержанием					менее
85%	Мп	[126]	или,	по	другим	данным,	менее

70% [131] эти двойники оптическим методом не обна руживаются и могут быть выявлены только при электронномикроскопическом исследовании [132].

Примерная схема изменения макродвойниковой структуры при нагреве и охлаждении высокомарган цевого сплава с 93,5% Мп, построенная по данным ме таллографического анализа, показана на рис. 41. От дельные зерна поликристаллического образца после закалки оказались как бы рассеченными границами макродвойников, выявившихся в виде светлых и тем ных полос: (а). При нагреве цвет светлых полос мгно-

венно изменялся, становясь более темным (б). Коли чество темных полос с ростом температуры увеличива лось, пока они не захватывали все зерно (е). При ох лаждении процесс протекал в обратном порядке. Про веденный параллельно с микроисследованием рентгеиоструктурный анализ показал, что это изменение в двойниковой структуре однозначно связано с обрат;

Рис. 42.

Перемещение

границ

микродвойников

под

действием

напряжений

в сплаве с 70% МП

после закалки

последующего

старения

при

425°С,

ч.

Мик

рофотография

справа

сделана

через несколько

секунд

после

снимка

слева.

Стрелки

указы

вают направление роста

доме

нов [133]

м ы м п е р е х о д о м

т е т р а г о н а л ь н о й

г р а н е ц е н т р и р о в а н н о й

р е ш е т к и в

к у б и ч е с к у ю

г р а н е ц е н т р и р о в а н н у ю .

этой

ж е

р а б о т е

[126]

б ы л и о т м еч е н ы

т а к ж е

с л у ч а и

и с ч е з

н о в е н и я о т д е л ь н ы х д в о й н и к о в ы х п о л о с п р и

и з м е н е н и и

т е м п е р а т у р ы

п у тем

их

п е р е м е щ е н и я

в н а п р а в л е н и и ,

п е р п е н д и к у л я р н о м

б о л ь ш о й

оси.

П о с л е д н е е

п р е в р а щ е

ние

н е о б р а т и м о .

поведения

легкоподвижных

микро

Исследование

двойников,

проведенное

электронномикроскопическим

методом в сплаве с 70% Мп после закалки

и старения

при 425°С 1 ч, показало,

что их

рост

за

счет

других

при действии напряжения происходит путем

образова

ния

зародыша

микродвойника

на

границе

относитель

но

стабильного

макродвойника

и, как

показано

на

рис. 42, роста этого зародыша

направлении,

парал

лельном своей длины [133].

исследования в

Нейтронографические

и магнитные

высокомарганцевых

сплавах

мартенситного

превраще

ния

показали,

что переход

кубической

модификации

Y-т в ер д о го р а с т в о р а в т е т р а г о н а л ь н у ю п р о и с х о д и т о д

н о в р е м е н н о с п е р е х о д о м				с п л а в а из п а р а м а г н и т н о г о
с о с т о я н и я в		антиф еррО 'М агнитное			[129, 134], д л я		к о т о
р о го р а с п о л о ж е н и е			н а п р а в л е н и й		м а г н и т н ы х	м о м е н
тов	а т о м о в	т а к о е	ж е ,	к а к и в а н т и ф е р р о м а г н и т н о м
у - м а р г а н ц е		(см . рис.	3 3 ).
Н е й т р о н о г р а ф и ч е с к и				а н т и ф е р р о м а г н е т и з м		в ы я в л я
ется	(рис. 43) н а л и ч и е м			н а р я д у	с о б ы ч н ы м и	д л я	гр а -

н е ц е н т р и р о в а н н о й р е ш е т к и л и н и я м и о т р а ж е н и я т а к ж е о т р а ж е н и я м и от п л о с к о с т е й (Н О ) и (2 0 4 ), п р и ч е м и н т е н с и в н о с т ь о т р а ж е н и я п о с л е д н е й с о с т а в л я е т 14% от

Рис. 43. Нейтронограмма	закаленного		Рис. 44.	Зависимость	маг-
сплава С и+57% Мл»		закалки	нитного	момента иона	мар
а — после закалки; б — после		закалки	ганца	в Y-тетрагональном
и старения при 400°С, 7	ч	[138]	твердом	растворе от	соста
			ва [129]

интенсивности отражения (110) [79, 134]. Степень пол


ноты	антиферромагнитного			превращения,		пропорцио
нальная		1/х, с понижением		температуры увеличивает
ся. При		повышении	температуры в		начале	превраще
ния	тетрагональной		модификации		у твеРД°Г0 раствора

в кубическую, происходит быстрая переориентация на правлений магнитных моментов электронов и антифер ромагнитное состояние переходит в парамагнитное.

Определение величины магнитного момента, прихо дящегося на атом марганца в у твеРДОм растворе (при экстраполяции на 0°К) в высокомарганцевых сплавах различного состава, показали его рост с уве личением содержания в сплаве марганца (см. рис. 44)

до	значения	2,4±0,1	для	чистого	умарганца	[134].
Значению		магнитного	момента,		приходящегося		на
1	атом, 2,4	рв соответствует		показанная на		рис.	45

4 Зак. 86

модель атома марганца. Один из семи внешних элект ронов атома марганца находится в полосе 4 s. Осгальные шесть распределены между полуполосами 3 d таким образом, что 4,2 электрона находятся в нижней полосе, а 1,8 электронов — в верхней. В итоге каждый атом будет иметь 4,2 электронов с параллельными спиновыми моментами и 1,8— с антипараллельными, дающими результирующий момент 2,4 р . При повы шении температуры результирующий магнитный мо мент вследствие разупорядочивающего действия теп-

'і

				О	200(20)		400(40)
					Напряжение; МнІм2(н.ГІммг)
Рис. 45.	Схема электронного			Рис. 46.	Зависимость	интенсивности
строения	иона	марганца	в у-	нейтронного отражения (ПО) для за*
терагональном		твердом	рас	каленного	сплава с 90%	Мп от	вели

творе [129]		чины статического напряжения {129]
лового	возбуждения	понижается.	Выше	температуры
Нееля	антиферромагнитное упорядочение			разрушает
ся полностью и расщепление 3 d			полосы	не происхо

дит.

Исследования температурной зависимости магнитной восприимчивости закаленных высокомарганцевых спла вов с содержанием марганца более 70% показали ее непрерывный рост с увеличением температуры в ин тервале от комнатной до температуры плавления. Пере ход сплава из антиферромагнитного состояния в пара магнитное отмечается по заметному повышению интен сивности роста восприимчивости с ростом температу ры. Окончанию этого превращения соответствует пере гиб на описанной кривой. Для парамагнитного состоя ния характерно, что темп роста восприимчивости с по вышением температуры уменьшается [134—136].

Такая аномальная температурная зависимость из менения магнитной восприимчивости, наблюдающаяся


у чистого	марганца,		хрома		и	молибдена	[121,	140],
противоречит		закону	Кюри-Вейсса и не				нашла	еще
достаточно обоснованного				теоретического			объяснения.
Возможными		причинами		этого		явления может		быть
преобладание		парамагнетизма				типа Паули	над	обыч
ным Ланжевеновеким			[135]		или образование при по
вышенных	температурах			ферромагнитных			кластеров
того же	типа, что и		обнаруженные в марганцевомед

ных сплавах е 20—25% Мп [137, ,138] или, наконец,кон куренция антиферромагнитного и ферромагнитного взаимодействий соседних атомов [134, 139].

Для описания наблюдаемой зависимости магнит ной восприимчивости от температуры в области темпе

ратур выше точки		Нееля	предложены формулы:
* =	ё + *'	СО[150],			(65)
где С — постоянная Кюри-Вейсса;
или
					(66)
где À-—параметр,		имеющий		размерность	температуры
	и зависящий от типа решетки, магнитного мо
	мента атома и магнитного межатомного взаи
	модействия;
п — ч и с л о у ч и т ы в а е м ы х				в з а и м о д е й с т в у ю щ и х а т о
	мов.
В с п л а в а х с с о д е р ж а н и е м м а р г а н ц а м ен ее 7 0 % м а г
н и т н а я в о с п р и и м ч и в о с т ь			д л я п а р а м а г н и т н о г о с о с т о я
н и я, х о т я и у м е н ь ш а е т с я с п о в ы ш е н и е м					т е м п е р а т у р ы ,

о д н а к о и в эт о м с л у ч а е ее и з м е н е н и е не п о д ч и н я е т с я

з а к о н у К ю р и - В е й с с а .

Большой интерес представляют исследования изме нения антиферромагнитной структуры под действием внешней нагрузки. Оказалось, что при сжатии преиму щество будут иметь домены, у которых период с тетрагональной кристаллической решетки параллелен направлению сжатия, что выражается в увеличении интенсивности антиферромагнитных линий отражения типа (МО); наоборот при растяжении их интенсивность уменьшается [134].

4* Зак. 86

<<< < Предыдущая 1 2 3 4 5 6 7 8 910 / 2610 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 > Следующая >>>

Соседние файлы в папке книги из ГПНТБ