ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 98, № 6, с. 33-37
_ СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ^^^^^^^^^^
ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.112.227.346.2:621.785.8
КОНЦЕНТРАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ ГИСТЕРЕЗИСА МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДОЛИ СВЕРХУПРУГОЙ ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВОВ Fe-Ni-Co-Ti-(Cu)
© 2004 г. Л. П. Гунько*, Г. А. Такзей**
*Институт металлофизики им. Г.В. Курдюмова НАН Украины, 03680 Киев-142, бульв. Академика Вернадского, 36 **Государственный университет информационно-коммуникационных технологий,
03110 Киев, ул. Соломенская, 7 Поступила в редакцию 10.03.2004 г.
Анализируются причины уменьшения гистерезиса AT мартенситного у -—- а-превращения и увеличения доли oSE сверхупругой деформации состаренных ферромагнитных сплавов Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) с увеличением интервала температур TC-Ms и объемной доли P когерентных частиц у'-фазы и частиц Cu. На основании экспериментально измеренных значений температуры Кюри TC аустенита и температуры начала мартенситного превращения Ms, протекающего в обедненном в результате старения аустените сплавов Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) различных составов, сделан вывод о том, что обедненный аус-тенит имеет состав Fe-Ni-(Co), близкий к инварной концентрации, а частицы у'-фазы состав Co3Ti. При старении Cu практически полностью выделяется из твердого раствора в виде частиц Cu.
ВВЕДЕНИЕ
В состаренных ферромагнитных сплавах Ре-№-Со-Т1-(Си) обратимое у -—- а мартенсит-ное превращение (МП) происходит благодаря присутствию когерентных частиц у'-фазы, выделившихся при старения аустенита, и малых объемных изменений А У/У при МП ниже температуры Кюри Тс аустенита [1]. В сплавах Ре-№-Со-Т1-(Си) мартенсит с гистерезисом АТ > 50 К образуется в виде широких двойникованных пластин, имеющих тетрагонально искаженную решетку (ОЦТ). Тетрагональность решетки мартенсита обусловлена суперпозицией полей смещений от когерентных частиц у'-фазы с ГЦК-решеткой в пределах двойников мартенсита, толщина которых существенно превышает размер й частиц у'-фазы (й < 100 А). Обратное а -—- у-превращение мар -тенсита с АТ > 50 К осуществляется смещением межфазных границ мартенсит (а) - аустенит (у).
Мартенсит с АТ < 50 К образуется в виде пластинок толщиной = 10 А с габитусом {011} ^ II (112)а между когерентными частицами у'-фазы [2]. Реализации периодических сдвигов плоскостей типа {110} у аустенитной матрицы в направлениях (110)р сопровождающихся образованием большого количества мартенситных зародышей, способствует структурная неустойчивость аустенита ниже температуры Тс. Мартенситные зародыши с осями тетрагональности, лежащими в одной плоскости, образуют тонкие пластины мартенсита, видимые на оптических микрофотографиях. Толщина Ь таких мартенситных пластин в сплавах
Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) с уменьшением AT примерно до 20 К имеет тенденцию уменьшаться до 0.58 мк [3]. Обратное а -—- у-превращение в сплавах Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) с AT < 50 К происходит путем исчезновения отдельных мартенситных зародышей и сопровождается расслоением мартенситных пластин.
Установлено [3, 4], что в процессе нагружения сплавов Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) с обратимым у -—- а МП за счет образования мартенсита происходит накопление обратимой сверхупругой деформации eSE. На сверхупругие характеристики сплавов Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) влияет состав, продолжительность t отжига сплавов в аустенитном состоянии и температура деформации TD. При изменении состава сплавов Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) с увеличением интервала температур TC-Ms (Ms - температура начала МП) и соответствующим уменьшением AT < 50 К наблюдается уменьшение наклона кривых а-е, изменение характера зависимостей а-е и увеличение eSE. Величина eSE в сплавах Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) с AT < 50 К достигает 4.45%. Высказано предположение [4], что на параметры у -—► а М П и связан -ные с ним сверхупругие свойства должны оказывать влияние инварные аномалии в сплавах Fe-Ni-Co-Ti-(Cu).
Целью работы является установление концентрационной зависимости гистерезиса AT МП и его связи с долей сверхупругой деформации сплавов Fe-Ni-Co-Ti-(Cu).
Составы исследуемых сплавов представлены в таблице. Образцы сплавов Fe-Ni-Co-Ti-(Cu) после деформации и гомогенизации при 1323 К в те-
Характеристики исследуемых сплавов Ре-№-Со-Т1-(Си)
№ Состав сплавов, г, ТС, м5, Тс - М5, Р, АУ/У, АТ, N1, Со, То, Доля
п/п ат. % ч К К К % % К ат. % ат. % К еж, %
1 Ре3б№20Со2бТ18Си10 10 546 209 337 42 0.43 9 35.74 3.52
2 Ре33№1бСо33Т18Си10 10 458 283 175 42 0.72 28 32.65 15.52
3 Ре35К115С035Т1шСи5 10 529 261 268 45 0.54 11 30.0 9.09
4 Ре36.6^17.4Со34.7Т9.5Си1.8 10 580 277 311 39.8 0.4 40 32.16 10.28 313 90.4
255 76.3
5 Ре37.5-^17.4Со35.6Т19.5 15 588 303 285 38 0.47 47 31.69 11.45 428 67.6
108 57.4
6 Ре35.2-^15Со39.8Т110 4 553 330 223 40 0.57 63 29.85 16.25 333 78.4
7 Ре39лК121Со22.9Т17Сиш 0.5 443 241 158 75 373 35.1
113 51.9
2 363 298 65 38 1.14 98 344.944 3. 06 150 63.6
8 Ре42.2№20.7Со20.8Т16.3Сию 3 489 253 236 35.2 0.74 90 32.91 2.93 263 71.6
9 Ре37.7М117Со36.3Т19 10 523 376 147 36 0.81 92 31.8 14.53 523 39.4
77 65.7
10 Ре40.2№18.5Со30.3Т16Си5 3 577 276 301 29 0.32 99 31.52 17.32 173 72.4
чение 10 ч подвергли закалке в воде от температуры 1323 К. После этого образцы были подвергнуты отжигу при температуре 773 К в течение 0.5-15 ч. Температуры Тс, М „ Тс-М„ АТ определены по температурным зависимостям вещественной части %'(7) динамической составляющей магнитной восприимчивости с точностью ± 3 К. Составы сплавов, время отжига Г при температуре
Т, К 600
400
200
15
г, ч
Рис. 1. Изменение температур Тс и М 5 аустенита сплавов 1 и 2 при увеличении времени Г отжига при 773 К.
773 К, температуры магнитного (Тс) и МП (М5), интервалы температур Тс-М, АТ приведены в таблице. Механические свойства сплавов исследовали при испытаниях на растяжение со скоростью деформации е/т = 4 х 10-4 с-1 (т - время деформации, с) при температурах Т0 = 77-523 К на установке, описанной в работе [5].
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В закаленном состоянии исследуемые сплавы Ре-№-Со-Т1-(Си) имеют Тс порядка 573-693 К и температуру М5 ниже температуры кипения жидкого азота. В результате отжига при 773 К в течение 0.5 ч температура Тс заметно понижается, а температура М5 становится выше температуры кипения жидкого азота. С увеличением времени Г старения аустенита увеличивается объемная доля Р частиц выделяющейся фазы. Поведение температур Тс и М5 с увеличением времени отжига Г до 10-15 ч на примере сплавов 1 и 2 показано на рис. 1. Из рисунка видно, что после отжига сплавов Ре-№-Со-Т1-(Си) при 773 К в течение 5 ч Тс понижается, а М5 повышается до некоторых постоянных значений, на которые дальнейший отжиг при 773 К мало влияет. Можно считать, что в результате старения при 773 К в течение ~5 ч легирующие элементы (Т1, Си) полностью выделяются из пересыщенного твердого раствора. Кроме того, при более длительных отжигах возможна потеря когерентности частиц выделяющихся фаз с окружающей матрицей и ослабление их влияния на последующее МП. В результате отжига интервал
1
Т
С
2
температур Тс-М. в исследуемых сплавах уменьшается от 400-600 К в закаленном состоянии до 65-340 К в состаренном состоянии (см. таблицу).
На рис. 2 приведены экспериментально определенные температуры Тс (▼) и М.(Ж) состаренных сплавов 1-10 (см. таблицу) и температуры Тс (•) и М. (■) сплавов Ре-№-Со составов, соответствующих составу обедненного аустенита сплавов 1-10 в предположении, что при старении выделяются частицы Си и частицы у'-фазы, имеющие состав Со3Т1 типа Си3Аи, определенные по данным работы [6]. Видно достаточно хорошее согласие. Ранее предполагалось, что частицы у'-фазы имеют состав №3Т1. Однако в результате выделения частиц у'-фазы состава №3Т1 в обедненном аустените должно было бы остаться не более 4 ат.% N1. Согласно фазовой диаграмме системы Ре-№ (см., например, [7]) при таком содержании N1 у —а-превращение должно происходить в парамагнитном аустените при температуре М. ~ 800-1100 К, а с учетом наличия в твердом растворе Со температура М. должна быть еще выше.
Объемная доля частиц Си и частиц у'-фазы состава Со3Т1 при полном выделения Си и Т1 из пересыщенного твердого раствора исследуемых сплавов Ре-№-Со-Т1-(Си) указана в таблице. Исходя из геометрических соображений можно показать, что максимальное значение Р при сферической форме частиц равно 52%. Когерентные частицы у'-фазы Со3Т1 и частицы Си с ГЦК-ре-шеткой, по-видимому, не испытывают МП, как и в случае, описанном в работе [8]. Поэтому они являются причиной тетрагонального искажения решетки мартенситных зародышей [2] и способствуют их обратному а —► у-превращению.
В таблице указано содержание Со в обедненном аустените Ре-№-Со исследуемых сплавов и содержание № в обедненном аустените исследуемых сплавов без учета содержания Со. Как видно из таблицы, концентрация № в обедненном аустените Ре-№ близка к инварной (29.85-35.74 ат.% №). Известно [9], что для Ре-№ сплавов инварной концентрации (Ре - 37.5 ат.% №) модуль Юнга почти в 1.5 раза меньше, чем для Ре и №. Добавки Со сдвигают минимум кривой Е (ат.% №) в сторону меньшего содержания №, а также понижают модуль Юнга и повышают температуру Кюри и спонтанную магнитострикцию. Согласно [9], 1 ат.% Со сдвигает Е™1П в сторону меньшего содержания № на 0.14 ат. % и повышает Тс на 11 К и М. на 2 К. Си более сильно, чем Со, понижает модуль Юнга сплавов Ре-№, сдвигает Ет1П в сторону меньшего содержания № и повышает Тс. Однако в обедненном аустените состаренных сплавов Ре-№-Со-Т1-(Си) медь практически отсутствует и не должна влиять на положение Ет1П, Тс и М.. Снижение упругих модулей при приближении со-
T, K 600
400
200
Ц0 ▼
5 7 2
• 83 2
•V • 6
т ▼ -
1 ▼
30
32
34 36
Ni, ат. %
Рис. 2. Экспериментально определенные значения температур Тс (▼) и М. (Ж) обедненного аустенита сплавов 1-10 и соответствующие им значения Тс (•) и М . (■) сплавов Ре-№-Со с аналогичным содержанием № и Со, определенные по данным [6].
става обедненного аустенита исследуемых сплавов к инварной концентрации должно облегчать зарождение мартенсита.
Известно также, что
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.