книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

щейся е-фазы пропорционально числу возникающих за-: родышей. Следовательно, скорость образования зароды­ шей N пропорциональна скорости изменения количест­ ва е-фазы, которая определяется по скорости изменения величины дилатометрического эффекта ния:

(рис. 48). Оказалось, что ниже —90° С логарифм скоро-

Р и с . 48. З а в и с и м о с т ь л о г а р и ф м а п р и в е д е н н о й н а ч а л ь ­ н о й с к о р о с т и п р е в р а щ е н и я о т т е м п е р а т у р ы

сти N изменяется линейно. Следует считать, что в этой области температур работа образования зародышей е-фазы мала по сравнению с энергией активации. Рас­

новится сравнимой с величиной энергии активации или превышает ее. Определение работы образования заро-

дышей показало, что 0 при —90° С, при —70° С

лая интенсивность изотермического образования е-фа- зы при температурах (—40)-=-(—50)°С объясняется большой величиной работы образования зародышей. Охлаждение до более низких температур приводит к быстрому уменьшению этой работы, в связи с чем ско­ рость процесса возрастает. При —90° С работа № «0 и скорость у-^е-превращения максимальна. С дальней­ шим повышением температуры скорость превращения

убывает из-за уменьшения величины е~u/RTtкоторая оп­ ределяется соотношением энергии активации и теплово­ го колебания атомов. Ниже —160° С этот множитель достаточно мал и скорость процесса невелика.

Поскольку скорость изотермического образования е-фазы определяется скоростью образования зароды­ шей, необходимо было определить эту последнюю ве­ личину. Число зародышей, образующихся в единицу времени, в единице объема пропорционально скорости превращения в начальный момент времени, т. е. величи-

Условно считая размер одного кристал­

ла равным ІО“2—ІО“4 мм, из данных о начальной ско­ рости превращения можно получить скорость образо­ вания зародышей е-фазы при различных температурах. Она соответственно равна:

Зависимость начальной скорости образования заро­ дышей от температуры имеет максимум, как и в случае обычных фазовых превращений. Приведенные данные указывают, что превращение не может рассматривать­ ся как процесс атермический, так как определяется ве­ личиной работы образования зародышей и энергией теплового колебания атомов. Кажущийся атермический характер превращения может иметь место лишь в слу­ чае достаточно большой энергии теплового колебания атомов,

После стабилизирующей обработки дилатометриче­ ский эффект при охлаждении до —180° С со скоростью

е-фазы, чем и объясняется дополнительный дилатомет­ рический эффект. Это свидетельствует о возможности значительного переохлаждения аустенита при условии низкой энергии колебания атомов. Однако зародыши е-фазы возникают при нагреве как только энергия теп­ лового колебания атомов становится достаточно боль­ шой. Образование е-фазы при нагреве снова подтверж­ дает термический характер превращения.

Обнаружено, что скорость охлаждения и нагрева в интервале превращения оказывает существенное вли­ яние на кинетику процесса. Уменьшение скорости ох­ лаждения с 25 до 5 град/мин приводит к увеличению дилатометрического эффекта образования е-фазы. Сле­ довательно, более медленные охлаждение и нагрев обе­ спечивают большую полноту превращения. Напротив, ускорение охлаждения и нагрева приводит к образова­ нию меньшего количества е-фазы. В стабилизированном сплаве после охлаждения с 400° С изотермическое обра­ зование е-фазы при комнатной температуре не наблю­ далось даже после выдержки в течение 15 суток. В том случае, когда образцы были предварительно охлаждены до температуры жидкого азота и нагреты в ацетоне, изотермическое образование е-фазы при комнатной тем­ пературе уже в начальный момент происходит с макси­ мальной скоростью, а с течением времени затухает. При уменьшении скорости нагрева после предваритель­ ного переохлаждения до —196° С интенсивность прев­ ращения возрастает по сравнению со случаем нагрева на воздухе; величина дилатометрического эффекта прев­ ращения повышается. Еще более низкая скорость на­ грева (в термостате) уже не способствует активации процесса, а, наоборот, затрудняет его.

Приведенные данные по влиянию скорости нагрева на кинетику у->е-превращения позволяют считать, что замедленный нагрев способствует увеличению количест­ ва е-фазы, возникающей к моменту изотермической вы­

«-фаза с о. ц. к. решеткой. В сплавах, состав которых со­ ответствует области «-фазы, точка Кюри снижается па 10—15 град, при увеличении содержания марганца на 1%- При содержании марганца более 1,4% температу­ ры появления и исчезновения ферромагнитных свойств сплавов совпадают с температурами полиморфного Y ^ta-превращения, поэтому существует температурный гистерезис магнитного превращения, который возраста­ ет с увеличением содержания марганца (см. рис. 2) [2]. Сплавы, содержащие более 16% Мп, немагнитны.

Магнитное насыщение сплавов с увеличением содер­ жания марганца до 5% изменяется слабо, а затем пада­ ет, что связано с появлением в структуре антиферромагнитных е- и у-фаз (рис. 49).

Пластическая деформация, способствующая образо­ ванию, помимо нестабильной е-фазы, ферромагнитного а-мартенсита, увеличивает область постоянного магнит­ ного насыщения до 11 % Мп.

Коэрцитивная сила монотонно возрастает с увеличе­ нием содержания марганца до 10%, т. е. в интервале концентраций, где а-мартенсит образуется при охлаж­ дении непосредственно из у-фазы (см. рис. 2). При 10% Мп коэрцитивная сила скачкообразно увеличива­ ется. Это связано с тем, что при данной концентрации марганца в присутствии е-фазы возможно образование а-мартенсита в виде мелких пластинчатых кристаллов, имеющих высокую коэрцитивную силу. С дальнейшим

повышением содержания марганца размер игл мартен­ сита увеличивается, а коэрцитивная сила уменьшается [47, 48]. Холодная пластическая деформация снижает коэрцитивную силу в области существования мартенси­ та и увеличивает ее при содержаниях марганца от 11 до 16%, вследствие образования мелкодисперсных пластин а-фазы.

Максимальная магнитная проницаемость с увеличе­ нием содержания марганца снижается (см. рис. 49)

е-фаза с г. п. у. решеткой ниже определенных темпе­ ратур антиферромагнитна [49, 50]; точка Нееля в спла­ ве с 17% Мп находится при 240° К. у-фаза с г. ц. к. ре­ шеткой во всей концентрационной области своего

промежуточное положение [51]. Вследствие различия величин X разных фазовых составляющих для изучения фазовых превращений в системе Fe — Мп можно при­ менять метод измерения парамагнитной восприимчи­ вости. е->у-превращение сопровождается резким увели­

лаждении интенсивно возрастает.

По-видимому, магнитное состояние аустенита, полу­ ченного непосредственно из е-фазы и после термическо­ го воздействия, различается. Изменение х зависит от степени фазового наклепа после повторяющихся у+±е- переходов. Увеличение полноты мартенситного превра­ щения после первых циклов и его стабилизации при дальнейшей обработке отражается на величине переги­ бов температурной зависимости восприимчивости, соот­ ветствующих у^е-превращению. При этом участки рез­ кого подъема х при нагреве и падения при охлаждении смещаются соответственно к более высоким и низким температурам.

2.Антиферромагнитное превращение в аустените

иего влияние на физические свойства сплавов

Измерение температурной зависимости магнитной восприимчивости аустенитных Fe — Mn сплавов показа­ ло, что при определенных температурах на кривых на­ блюдаются перегибы (рис. 50) [54]. С помощью ней-

Рис. 51. Зависимость тем­ Рис. 50. Температурная зависимость пературы Нееля от со­ парамагнитной восприимчивости Fe— держания марганца:

Mn сплавов [49]

тронной дифракции установлено, что ниже температур перегибов, кроме пиков, характерных для неупорядо­ ченной г. ц. к. структуры, наблюдаются два дополни­ тельных отражения (ПО) и (210). С понижением темпе­ ратуры интенсивность этих рефлексов возрастает. Их появление вызвано установлением в сплавах дальнего антиферромагнитного порядка. Этот факт позднее был подтвержден рядом работ [49, 50]. С увеличением со­ держания марганца в сплавах точка Нееля TN повы­ шается (рис. 51 ).

Анализ результатов, полученных методом нейтрон­ ной дифракции, рассмотрение ближайших обменных взаимодействий и кубической анизотропии плотности

энергии в г. ц. к. решетке позволяют считать наиболее возможной спиновой структурой Fe—Mn аустенита куби­ ческую магнитную структуру, в которой спины четырех эквивалентных подрешеток ориентированы по различ­ ным направлениям <111>-так, что их векторы в сум­ ме дают нуль [55].

Анизотропия магнитной восприимчивости этих спла­ вов очень мала, что также подтверждает наличие маг­ нитокубической структуры [56]. Этот вывод согласует­ ся с рентгеновскими результатами, так как найдено, что отклонение с/а от 1 составляет менее 10~3.

Исследования с помощью нейтронной дифракции

и эффекта Мессбауэра позволили получить информацию

омагнитном формфакторе, магнитном моменте подре­ шетки и его температурной зависимости, сверхтонких полях на ядрах железа, установили различное магнит­ ное поведение железа и марганца в сплавах.

Магнитные формфакторы, дающие информацию о пространственном распределении спиновой плотности,,

между значениями для свободных атомов железа

пределения в a -железе. Волновая функция ЗйОэлектронов, дающая вклад в магнитный момент, в уфазе явля­ ется более расширенной, чем в a -железе. Отклонение от сферической симметрии, согласно оценке [57], состав­ ляет менее 20%.

Величина среднего магнитного момента при 0° К сплавов с 69; 60; 47% (ат.) Fe составляет соответствен­ но 1,94+0,02; 1,58+0,02 и 1,08+02 цвИзмерение пара­ магнитного диффузионного рассеяния нейтронов выше точки Нееля для сплава с 88% (ат.) Fe дает значитель­ но меньшую величину — 0,5 р,д.

Интегральная интенсивность магнитного отраже­ ния (ПО), пропорциональная магнитному моменту под­ решетки, вначале проявляет слабую зависимость от температуры, но при приближении к точке Нееля резко уменьшается до нуля. С уменьшением концентрации железа в сплавах температурная зависимость магнит­ ного момента подрешетки становится все более крутой.

Для сверхтонких полей на ядрах железа в F e—Mn сплавах с 70,3; 61 и 50,9% (ат.) Fe получены значе­ ния 3,28+24 (41+3), 0,32+24 (40+3), 2,96+24 Ма/м (37+3 кэ) соответственно.

Полученные результаты замечательны тем, что ядро железа в сплавах находится под влиянием точно опре­ деленного сверхтонкого поля, хотя внешние условия ато­ мов для железа в разупорядоченных сплавах различны. Температурные изменения сверхтонких полей, в отличие от магнитного момента подрешетки не зависят от кон­ центрации. Характер их изменения также другой, они быстро разрушаются при температуре T/TN= 0,7. Сверхтонкие поля Ні в э ти х сплавах пропорциональны магнитному моменту атома железа цие [57]:

Магнитный момент в сплавах в основном связан с йтомами марганца и составляет 4,05 цВ) 2,45цв и 1,5рв для сплавов с 69,1, 60 и 47% (ат.) Fe. С уменьшением содержания марганца в сплавах его магнитный момент растет; он резко уменьшается вблизи точки Нееля.

Одна из наиболее интересных особенностей поведе­ ния Fe — Mn сплавов заключается в том, что с ростом содержания марганца средний магнитный момент ато­ ма уменьшается, в то'время как точка Нееля возрастает. Это объясняется тем, что энергия обменного взаимодей­ ствия этих сплавов сильно зависит от концентрации, т. е. обменные интегралы соответствуют крутому участку кривой Бете — Слейтера. Полагают, что взаимодействие пар Fe — Fe и Fe — Mn должно быть слабым и решаю­ щую роль выполняет взаимодействие атомов марганца.

Из работ Кувеля и Грехэма известно, что в сплавах

связываются с «обменной анизотропией», наличием и ферромагнитных, и антиферромагнитпых взаимодейст­ вий в атомном масштабе, что является результатом ста­ тистического различия расстояния пар соседних атомов марганца и сильной зависимости обменного взаимодей­ ствия между этими атомами от расстояния гср. Известно,

О

что при гср= 29,6 нм (2,96 А) спины атомов марганца устанавливаются параллельно, для расстояний 249—

О

282 нм (2,49—2,82 А) характерно антипараллельное рас­ положение спинов [61].

Хотя для Fe — Mn сплавов поведение намагниченно­ сти при охлаждении в магнитном поле не исследовано, уменьшение среднего магнитного момента атома с рос­ том содержания марганца и одновременное повышение точки Нееля позволяет предположить наличие и в этих сплавах сложной магнитной структуры: наложение на дальний антиферромагнитный порядок ближнего фер­ ромагнитного взаимодействия. При этом, по-видимому, имеется близкое к нулю среднее локальное поле, в кото­ ром находятся многие атомные моменты. Необычно большие значения электронной теплоемкости у в Fe — Mn сплавах, богатых железом, объясняются магнитным

магнитного обмена в сплавах.

Парамагнитная восприимчивость

Кривые парамагнитной восприимчивости аустенита Fe—Мп сплавов показаны на рис. 50. В области суще­ ствования антиферромагнитного порядка х повышается с ростом температуры, в точке Нееля наблюдается из­ лом кривой, выше точки Нееля х почти не зависит от температуры, т. е. не подчиняется закону Кюри — Вейсса [54, 56, 63, 64]. Считается, что выше точки Нееля ос­ новная роль в этих сплавах принадлежит парамагнетиз­ му коллективных электронов — типа Паули. Это также подтверждается подобием концентрационных зависи­ мостей коэффициента электронной теплоемкости у и