Министерство образования инауки, молодежи и спорта Украины
Приазовский государственный технический университет
Кафедра материаловедения
домашнее задание
по дисциплине Специальные стали и сплавы
натему: Сплавы с особым коэффициентомлинейного расширения
температурный коэффициент упругость сплав
Введение
Среди конструкционныхматериалов важное место занимают инварные ГЦК-сплавы на основе системы Fe-36% Ni, для которых свойственно аномальнонизкое термическое расширение в диапазоне температур 4.2-300 К. Кроме того, ониобладают низкими значениями модулей упругости, теплопроводности, а так же большойобъемной магнитострикцией и теплоемкостью. Благодаря низкому значению температурногокоэффициента линейного расширения (ТКЛР), инварные сплавы находят широкое применениев различных областях техники, где предъявляются высокие требования к термическойстабильности размеров изделия. [1]
1. Происхождениеи особенности инварных аномалий физических свойств
Под инварнымианомалиями физических свойств подразумеваются малые значения температурного коэффициенталинейного расширения (ТКЛР), положительные или нулевые величины температурных коэффициентовмодулей упругости, большие положительные значения спонтанной магнито-стрикции имагнитострикции парапроцесса, значительное уменьшение температуры магнитного упорядоченияи намагниченности под действием давления и т.д. В инварах эти параметры, как правило,по абсолютной величине на порядок больше, чем у обычных ферромагнетиков [2].
Еще не так давнок инварам относили лишь сплавы на основе γ-Fe систем Fe-Ni, Fе-Со, Fe-Pt, Fe-Pd и Fe-Mn. К настоящему времени инвароподобныесвойства обнаружены в большом числе сплавов и соединений не только с кристаллическойрешеткой, но и с аморфной структурой. Из веществ с кристаллической структурой инвароподобныехарактеристики имеют сплавы с ГЦК-решеткой (на основе Fe-Ni), ОЦК-решеткой (Fе-Со), сложной кубическойре шеткой (фазы Лавеса ZrFe2, РЗМСо2), с гексагональной решеткой (РЗМFе17). Инвароподобныесвойства характерны для материалов с маг нитным упорядочением второго рода (γ-Fe-Ni), первого рода (НоСо2,ЕгСо2) и для сплавов Сг-Fе, Сг-Fе-Мn и соединений Mn-As1-xSbx у которых основа Сг и MnAs имеет фазовый магнитный переходпервого рода. В инвары включены зонные ферромагнетики на основе Зd-переходных металлов (сплавына основе γ-Fe) и соединения РЗМСо, и РЗМFе17, у которыхчасть электронов-носителей магнитного момента (4f-электроны) локализованы.Инвароподобные характеристики обнаружены не только в сплавах на основе или с участиемРе, но и в сплавах и соединениях, не имеющих в своем составе Fе, таких ZrZn2, Ni-Pt, Ni3Al, НоСо2 и т.д…Инвароподобными свойствами обладают как вещества с концентрационной негомогенностью(γ-Fe-Ni), так и соединения с концентрационной гомогенностью (фазы Лавесса).К инварам исследователи относят очень слабые зонные ферромагнетики (ZrZn, NiTi, Fe3Al), слабые зонные ферромагнетики(γ-Fe-Ni) и сильные зонные ферромагнетики (Fе-Рt, Fе-Рd), а также антиферромагнетики(γ-Fe-Mn, Cr-Mn)[2].
Из изложенноговыше видно, что инварный эффект не связан с определенным кристаллическим строениемвещества, типом магнитного упорядочения, гомогенностью или негомогенностью твердогораствора, он является многогранным часто встречающимся в природе явлением.
По характеру физическихсвойств γ-Fe-Ni сплавы можно разделить на три группы:
1.Ni и Fe-Ni сплавы, содержащие 70% Ni и выше.
2.Средненикелевые сплавы с концентрациейNi ~45%-~70%.
3.Инвары с содержанием~ Ni 28% -~5%.
В сплавах 1 группыслабые магнитообъемные аномалии наблюдаются только в окрестностях Тс.По мере приближения в сплавах содержание № к ~70% отмеченные аномалии ослабеваютдо пол ной ликвидации (рис. 1.1)при этом разный характер зависимостей ωs(T2) в интервале ∆T и ниже Tk нивелируется.
/>
В итоге при 70%Ni β= 0 при всех температурахниже Тс. Практическое совпадение Js/J0(T/Tc)сплавов 1 группы,особенно близких к 70%Ni, с функцией Бриллюэна B1/2 свидетельствует, что хотяэти сплавы относятся к зонным ферромагнетикам, температурная зависимость Js формируется в основном засчет пере ориентации магнитных моментов вдоль векторов намагничивания доменов припрактическом постоянстве их величины при температурах ниже Тс. Этомнение подтверждается термодинамическим анализом магнитных вкладов в физическиесвойства Ni вработе [3], в которой показано, что ферромагнетизм № удовлетворительно описываетсякак зонной, так и локализованной моделями. Отмеченное выше, и максимально возможныезначения μ0и J0, их совпадения с кривой C-П дало основание считатьNi и сплавы 1 группы сильны мизонными ферромагнетиками [3]. Несколько более высокие значения μBNi в парамагнитном состояниипо сравнению с ферромагнитным дает основание предполагать, что в окрестностях Тсвозможно некоторое перераспределение электронов между Зd-подзонами, вызывающими тенебольшие магнитообъемные эффекты в окрестностях Tс, которые отмечены выше. Всплавах 3 группы — инварах, несмотря на ослабление магнитообъемных аномалий приферромагнитном упорядочении (рис. 1.2), постоянство коэффициента Р во всем температурноминтервале от Тсдо 4.2 К свидетельствует о единстве природы ферромагнитногосостояния при всех температурах ниже Тс.
/>
Fе-Ni инвары традиционно относятк слабым ферромагнетикам, так как их средние магнитные моменты не обладают максимальновозможными значения ми, а μв и J0не ложатся на кривую С-П.В настоящее время установлено, что в этих сплавах магнитный момент появляется ещев парамагнитном состоянии благодаря спиновым флюктуациям и возрастает при переходетемпературы через Тси далее вплоть до глубокого охлаждения. Сравнениеповедения μв Ni и инваров дает основание утверждать, что знак коэффициента β,α, следовательно, и знак магнитообъемных аномалий определяются характером измененияμв при переходе сплава из парамагнитного состояния в ферромагнитное.В сильном ферромагнетике- Ni более высокое значение μв в парамагнитном состояниипо сравнению с ферромагнитным обеспечивают отрицательный знак коэффициента β.
В работе [1] установлено,что для γ-Fe-Ni сплавов характерно, что в слабом ферромагнитном состоянии спонтаннаямагнитострикция обратнопропорциональна квадрату температуры, а коэффициент спонтанноймагнитострикции имеет положительное значение. В сильном ферромагнитном состояниипри температурах ниже tк в γ-Fe-Ni сплавах магнитный вклад вТКЛР практически не обнаруживается и только в узкой области температур, примыкающейк Тс , спонтанная магнитострикция сплавов по составу близких кNi пропорциональна квадрату температуры,а коэффициент спонтанной магнитострикции имеет малые значения и отрицательный знак.
2.Теплофизическиеи механические свойства сплавов инварного класса системы Fe-Ni-C
Сплавы,содержавшие 28 — 40 % Ni и0,1 — 1,0 % С, изучали в аустенит-ном состоянии после закалки от 1130 °С в воде.Фазовый состав определяли рентгеновским и металлографическим методами, а также методомЯГР. По мере увеличения содержания углерода в сплавах, содержавших менее 34 % Ni, происходило снижение уровня ТКЛР (рис. 2.1),а концентрация никеля, отвечавшая минимальному значению ТКЛР, уменьшалась, причемего значение несколько росло.
Оченьважно, что добавки углерода в железоникелевые сплавы расширяют температурный диапазон,в котором сохраняется пониженное значение ТКЛР.
На рис. 2.1 в качестве примера приведены результаты, иллюстрирующиевлияние углерода на твердость железоникелевых сплавов с 34 % Ni. Видно, что с повышением его содержания твердость сплавоввозрастает, что обусловлено искажениями кристаллической решетки, увеличением силтрения, препятствующих движению дислокаций. Легирование углеродом ведет также куменьшению энергии дефектов упаковки, затрудняет поперечное скольжение, вызываятем самым упрочнение.[5]
/>
3.Атомно-кристаллическаяструктура сплавов системы Fe-Ni-C
Методом ЯГР изучалитонкую магнитную и атомную структуры сплавов, содержавших 28 — 35 % Ni и 0,1 — 1,0 % С в аустенитномсостоянии. Оказалось, что с увеличением содержания углерода средняя вели чина сверхтонкогомагнитного поля на ядрах 57Ре воз растает, происходит также уширениелиний сверхтонкого расщепления вследствие флуктуации сверхтонко го магнитного поляоколо средней величины.
Результаты мессбауэровскихисследований сплавов свидетельствуют об их магнитной негомогенности в закаленномсостоянии. При этом имеется несколько типов локальных атомных конфигураций железа,которым соответствуют разные значения сверхтонких магнитных полей. С увеличениемконцентрации никеля и углерода магнитная негомогенность усиливается.
Детальный анализкривых распределения сверх тонких полей Р(Н) позволяет выявить пять наиболеевероятных значений Hcв(рис. 3.1). В частности, для сплава 70НЗЗ они близкик 17,5; 19,1; 20,7; 23,1 и 25,5 МА/м. Формирование таких полей обусловлено образованиемлокальных конфигураций железа, имеющих в своем окружении разное число атомов никеляи углерода. Атомы железа, находящиеся в таких конфигурациях, имеют разные магнитныемоменты. Конфигурации со сверхтонким полем 17,5 МА/м могут быть связаны с атомамижелеза, находящимися в окружениях, близких к окружению атомов железа в цементите.Конфигурации с полем 20,7 МА/м связаны с атомами железа, не имеющими в ближайшемокружении атомов угле рода, а окруженными только никелем. Наконец, кон фигурациис полями 23,1 и 25,5 МА/м могут быть связаны с атомами железа, находящимися в окружениикак никеля, так и углерода, причем с разным числом атомов никеля и углерода в них.
/>
Анализ кривых распределения Р(Н) принагреве закаленных сплавов позволяет сделать следующее заключение о характере протекающихпроцессов атомного перераспределения. Наиболее активно они протека ют при 450 — 600 °С. При этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окруженииповышенное число атомов никеля, т.е. из окружений, которым отвечают значения сверхтонкихмагнитных полей 23,1 и 25,5 МА/м. Часть углерода занимает такие конфигурации, в которых атомы железане имеют в своем ближайшем окружении атомов никеля или имеют небольшое их число.При этом формируются конфигурации, близкие к цементиту FезС, для которых величинасверх тонкого магнитного поля составляет 16,7 — 17,5 МА/м. Соответственно возрастаетдоля атомов железа, находящихся в окружениях, близких по составу к твердому растворужелеза и никеля и не содержащих атомов углерода (Hсв = 20,7 МА/м). Наконец, посленагрева при 700 °С твердый раствор состоит преимущественно из двух типов областей,которым соответствуют сверхтон кие поля 17,5 и 20,7 МА/м. Наряду с процессами перераспределения атомов углерода при температурах, близких к 500 °С, протекают процессыустановления ближнего порядка атомов железа и никеля.
С целью оценки концентрацииуглерода в твердом растворе рентгеновским методом определяли изменение периода решеткив зависимости от* содержания никеля и углерода, а также от температуры нагрева закаленныхсплавов.
Концентрация углерода, находящегосяв твердом растворе, после нагрева сплава Fе — 33 % Ni— 0,7 % С до 680 °С уменьшаетсяна 0,5 % и составляет ~ 0,2 %. Этот результат близок к данным определения концентрацииуглерода, полученным методом ЯГР с использованием кривых зависимости среднего значениясверх тонкого магнитного поля от концентрации никеля и углерода.
Чтобы уточнить характер процессов,протекающих при нагреве, исследовали процессы выделений при термической обработкежелезоникелевого сплава, со державшего от 0,3 до 0,8 % С. Поперечные и продольныемикрошлифы, вырезанные из прутков диам. 12 мм, после механической полировки подвергалитравлению в 3 %-ном растворе Нг40з в этиловом спирте.[5]
Во всех сплавах независимоот содержания угле рода, в каждом зерне аустенита отмечали большое количество двойников,простиравшихся, как правило, от границы до границы зерна и имевших толщину от 2до 200 мкм. Для исследования процессов выделения использовали закаленные образцысплава Fе— 33 % Ni — 0,8 % С при отжиге длительностью 1 ч в области температур 100 — 650°С. Полученные результаты хорошо согласуются с данными ЯГР и рентгеновского анализа,подтверждают вывод об активном перераспределении углерода и выделении графита ицементита в диапазоне 500 — 650 °С и позволяют уточнить характер структурных преобразований.
В целом результаты металлографическогоисследования аустенитных сплавов Fе — Ni — С и их сопоставление с данными рентгеновского анализа и ЯГРсвидетельствуют о следующем:
аустенит в этих сплавах обладаетярко выраженной склонностью к образованию двойников отжига и к графитизации;
выделение атомов углеродаиз твердого раствора у при отжиге в области температур 500 — 650 °С происходит врезультате двух процессов — образования частиц цементита FезС и выделения графита;
местами преимущественногозарождения цементита служат границы двойников (в сердцевине образцов) и границызерен (в поверхностной зоне).
При изучении влияния термическойи деформационной обработки на инварные и механические свойства сплавов Fе — Ni и Fе — Ni— С выявили увеличение ТКЛРс повышением температуры нагрева до 500 °С. При более высоких температурах (выше600 °С) ТКЛР уменьшается. Эти изменения обусловлены процессами перераспределенияатомов железа, никеля и углерода. Увеличение ТКЛР в результате нагрева при температурах, близких к 500 °С, связано с процессами установления ближнего порядка атомовжелеза и никеля.
В результате деформации сплавовFe — Ni и Fe —Ni — С (прокаткой, шлифовкой,точением, ковкой и др.) наблюдаются уменьшение ТКЛР и повышение температуры перегибаТП. Нагрев деформированных сплавов Fe — Ni — С повышает величину ТКЛР,и при температурах нагрева выше 550 °С его значение приближается к ТКЛР закаленныхобразцов.
Результаты проведения исследованийпоказывают, что с ростом степени деформации уровень прочностных свойств повышается.В частности, для сплава 60Н34 пре дел текучести возрастает с 350 до 800 МПа приувеличении степени деформации от 0 до 50 %. Последующий отжиг деформированных сплавовпри 300 — 400 °С вызывает дальнейшее упрочнение (σ02 до 1000 МПа).
Таким образом, у сплавов системыFe — Ni — С может быть достигнутохорошее сочетание физических и механических свойств: достаточно низкое значениетемпературного коэффициента линейного расширения(2,5 • 10-6 К-1)при высоком уровне прочностных свойств (σ02 — до 1000 МПа, — σвдо до 1500 МПа). Однако для получения высоких прочностных свойств требуетсяпластическая деформация. Для изделий сложной геометрической формы проведение деформационнойоб работки в ряде случаев затруднительно.
4. Влияниеванадия на структуру и свойства сплавов системы Fe-Ni-C
Сцелью упрочнения сплавов системы Fe — Ni — С путем термической обработки их легироваливанадием. Изученные сплавы на основе железа содержали 28-38 % Ni; 0,2 — 1,0 % С; 0,3 — 2,0 % V. На первом этапеработы изучали атомно-структурные превращения и процессы распада методами ЯГР, рентгеновским,электронной и оптической микроскопии.
Мессбауэровскиеспектры сплавов Fe — Ni — С с добавками карбидообразующих элементовимеют вид хорошо разрешенного сверхтонкого магнитного расщепления с уширенными иасимметричными крайними пиками. Анализ кривых Р(Н) дляэтих сплавов про водили так же, как и для сплавов Fe —Ni —С. Методом ЯГР изучали процессы перераспределения атомов при нагреве закаленныхсплавов Fe — Ni — С—V (см. рис. 3.1). Установлено, в частности,что для сплавов Fe — (28 — 38) % Ni —(0,1 — 0,9) % С — (0,3 — 2,0) % V процессы атомно-структурных превращений протекаютследующим образом. Наибольшая их активность отмечается при температурах нагревавыше 500 — 600 °С. При этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окруженииповышенное число атомов никеля, и стремятся попасть в области с большим содержаниемжелеза. Часть атомов железа формирует вместе с углеродом конфигурации, близкие кцементиту FезС,для которых величина сверхтонкого магнитного слоя составляет около 220 кЭ. Следуетотметить (см. рис. 3), что для сплавов Fе — Ni — V температуры, при которыхнаблюдаются процессы атомного перераспределения (> 550 °С), почти на 150 °С выше,чем для сплавов, не содержащих ванадия (~ 400 °С).
Мессбауэровский метод регистрируетв основном процессы, связанные с изменением локального окружения атомов железа.Для выявления других возможных процессов проводили исследования с использованиемрентгеновского метода электронной и оптической микроскопии. Рентгеновским методомопределяли величину периода решетки, а также ширину рентгеновских линий (222)тдля сплавов Fе— Ni — С —V после закалки и последующегоотжига при разных температурах (до 800 °С). Заметное изменение периода решетки (от0,3615 до 0,3597 нм) отмечается в интервале 550 -700 °С (рис. 4.1).
/>
Уменьшение периодарешетки при нагреве связано с протеканием процессов перераспределения атомов, приводящихк уменьшению содержания углерода в решетке твердого раствора γ и к образованиюкарбида ванадия VС. На его образование указывают данные электронно-микроскопическогои металлографического исследований. Для сплавов Fе — Ni — С — V характерна равномерностьвыделения карбидов по всему объему зерна, особенно при низких температурах, и толькопри высоких температурах (выше 650 °С) начинается преимущественное выделение частицкарбидов по границам зерен.
Сопоставлениерезультатов исследований, полученных разными методами, позволило установить общуюкартину атомно-структурных превращений при нагреве аустенитных сплавов Ре — № —С — V. На ранних стадиях старения (ниже 600 °С) происходит перегруппировка атомов,при этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окружении повышенноечисло атомов никеля. Часть атомов углерода и железа, имеющих в ближайшем окружениипониженное число атомов никеля, образуют атомные конфигурации, близкие к цементитуFезС. Другая часть атомов углеродавместе с атомами ванадия образуют выделения карбида ванадия (VС). Образование карбидныхчастиц наиболее активно протекает при 600 — 650 °С и заканчивается при 700 -800°С. Важная отличительная особенность ванадийсодержащих сплавов системы Fе — Ni — С заключается в том, чтопри нагреве в диапазоне от 300 до 900 °С не регистрируются процессы выделения графита,несмотря на большое содержание углерода(~ 0,7 — 0,9 %).
Процессы перераспределенияатомов при нагреве сплавов Fе — Ni — С — V обусловливают изменение физико-механических свойств. Вчастности, вели чина ТКЛР при нагреве сплавов ниже 550 °С возрастает на ~ (0,5 — 0,7) ■ 10~6 К1; при 600 — 800 °С уменьшается на (1 — 1,2) • 10-6 К -1 и при дальнейшем повышении температуры ужепочти не меняется. Наиболее замет но уменьшение ТКЛР сплавов Fе — Ni — С — V в области температурнаиболее активного протекания процессов перераспределения атомов, приводящих к обеднению твердого раствора атомами углерода и ванадия, в отличие от тройных сплавовFе — Ni— С, у которых в результатеухода атомов углерода из твердого раствора ТКЛР увеличивается на ~ 1 • 10-6К -1. Это обусловлено тем, что уменьшение содержания ванадия в твердомрастворе приводит к уменьшению ТКЛР в боль шей мере, чем уменьшение содержания углеродав эквиатомном отношении увеличивает его.
Процессы измененияатомно-кристаллической структуры при нагреве сплавов Fе — Ni — С — V при водят к изменениюмеханических свойств (рис.4.2 ). Наибольший прирост прочностных свойств отмечаетсяпри нагреве в области температур 550 — 700 °С, когда наиболее активно протекаютпроцессы атомного пере распределения и выделения мелкодисперсных фаз FезС и VC. Повышение более чем вдвоеуровня значений прочностных свойств после нагрева до 600 — 650 °С сопровождаетсялишь незначительным изменением величины ТКЛР — не более чем на (0,5 — 1,0) • 1(НК-1 (см. рис. 4.2).
/>
Результаты проведенныхисследований показывают, что у сплавов системы Fe — Ni — С с добавками ванадия могутбыть получены весьма высокие значения механических свойств (σ02— до 1000 МПа, σв — до 1300 МПа) при сохранении низких значенийТКЛР (
5. Влияниелегирования MnИ Со на температурную зависимость внутреннего тренияв инварных Fe-Ni-CСПЛАВАХ
Температурные зависимости внутреннего трения(ТЗВТ) служат важным источником сведений о структуре и релаксационных процессахв сплавах, в частности в инварах. Поскольку инварные сплавы обладают магнитоупругойсвязью, целесообразно изучить затухание упругих колебаний в этих сплавах, обусловленноерелаксационной и гистерезисной составляющей потерь.
Релаксационные эффекты в инварном сплаве (-36%Ni), легированном углеродом, были изучены вгерцовом диапазоне частот. Автором работы на кривых ТЗВТ был выявлен максимум притемпературе 473 К, который является суперпозицией пика Финкельштейна—Розина и магнитодиффузионногопика, последний из которых устранялся наложением магнитного поля напряженностью250Э.
Релаксационные эффекты в ГЦК-Fе-Ni-сплавах инварного состава (-36% Ni), легированных углеродом, изучались такжев килогерцовом диапазоне частот. В этом случае температура пика ВТ возросла и составила520—550 К, однако отчетливого разделения двух вкладов в затухание упругих колебанийбез наложения поля не удалось осуществить из-за относительно высокой температурыКюри сплавов, содержащих около 36%Ni(513 К,525 К,546 К). Кроме того, как на низких частотах так и на частотахкилогерцового диапазона при температуре ниже комнатной наблюдается рез кое увеличениезатухания упругих колебаний, связанное с потерями энергии на магнитоупругий гистерезис.
В работе исследованаТЗВТ в килогерцовом диапазоне частот в ГЦК Fе—Ni—С-сплавах, содержащих около30 маc. % Ni, дополнительно легированныхуглеродом для обеспечения инварного эффекта. Релаксационный пик ВТ в этих сплавах,обнаружен при температурах 548—564К, значительно превышающих точку Кюри, уменьшениекоторой до 438—449 К обусловлено понижением со держания Ni (-30 маc. %) Показано, что интенсивностьпика возрастает с увеличением концентрации С, а энергия активации процесса составляет1.1 эВ, что соответствует энергииактивации диффузии углерода в аустените.[4]
Одним из способовуправления магнитным со стоянием аустенита является легирование элементами замещения,в частности Mn и Со, по-разному влияющих на термодинамическую активность углеродав аустените и его распределение в твердом растворе. Для изучения релаксационныхпроцессов в парамагнитной области важным обстоятельством является то, что эти элементы(Со- ферромагнетик, Mn –антиферромагнетик) заметно смещают точку Кюри Fe-Ni сплавов. Для изучения совместноговлияния элементов внедрения и замещения на релаксационные процессы в инварных сплавахв работе [4] исследованы ТЗВТ в килогерцевом диапазоне частот (1,5-2 кГц) в ГЦКFe-Ni сплавах, которые содержатоколо 30 мас. % Ni,1 мас.%С и небольшие добавки Mn и Со. Для сравнения проведеныизмерения ТЗВТ в сплавах близкого базового состава, не содержащих углерод.
Для определениявлияния Мn иСо на интенсивность затухания упругих колебаний в ГЦК Fе—Ni—С сплавах построены температурныезависимости ВТ за вычетом фона с использованием гауссовской аппроксимации (рис.2.1).Добавление Мn всплав Fе-30.1%№-0.44% Мп-1.22% С смещает максимум ВТ влево по оси температур и уменьшает его интенсивностьпо сравнению с параметрами пика ВТ в сплаве Fе-30.1%,Ni-1.18% С (см. рис.5.1, кривая2). Введение Со в сплавы Fе-30.3% Ni-0.5% Со-1.22% С и Fе-30.6% Ni-1.0% Со-1.05% С приблизительновдвое увеличивает высоту максимума затухания по сравнению с затуханием в сплавеРе—30.1% №-1.18% С, а с увеличением содержания кобальта пик уширяется и смещаетсяв сторону более высоких температур (см. рис.2.1, кривые 3, 4). На концентрационной зависимости высоты максимума затухания для легированных Мn и Со сплавов наблюдается значительноеотклонение значений δmах от кривой, усредняющей точки для сплавов Fе—Ni—С (рис. 5.2).
/>
/>
Противоположноевлияние Мn иСо на интенсивность пика ВТ коррелирует с данными амплитудной зависимости внутреннеготрения (АЗВТ), согласно которым введение Мn уменьшает, а легирование Соувеличивает уровень амплитуднозависимых потерь в ГЦК Fе—Ni—X—С (X = Мn, Сo)-сплавах в широком диапазонеамплитуд деформаций.
Таким образом,Со, в отличии от слабого влияния Mn, увеличивает уровень рассеяния упругой энергии винварных Fе—Ni-С сплавах с содержанием Ni около 30%, что может быть обусловленоследующими обстоятельствами. Увеличение уровня ВТ в ГЦК Fе—Ni-сплавах наблюдалось при измененииконцентрации Ni выше29,2 % до 36%, что в свою очередь сопровождалось расширением интервала распределениясверхтонких магнитных полей. Увеличение сверхтонкого магнитного поля на ядрах атомовжелеза в сплаве Fе—Ni-Со-С по сравнению с его значение для сплава Fе—Ni-С указывает на то, что введениеСо в сплав, содержащий около 30% Ni, изменяет его магнитное состояние подобно увеличениюсодержания Ni выше29,2 %. Учитывая тот факт, что Со увеличивает термодинамическую активность углеродав аустените, можно ожидать влияние этого элемента на распределение атомов С в кристаллическойрешетке и на соотношение числа одиночных атомов С и пар атомов С-С в ближайших соседнихмеждоузелиях, что может усилить вклад в затухание упругих колебания в Fе—Ni-Со-С аустените. В тоже времятакой карбидообразующий элемент как Mn, связывая углерод в аустените в атомные кластеры,обогащенные Mn и С, может снизить интенсивность затухания упругих колебаний (рис.2.3). В случае роста числа одиночных атомов С увеличивается вероятность существованиядиполей С-С в 3-5 координационных сферах, которые согласно модели дают основнойвклад в релаксацию Финкельштейна-Розина.
Не исключаетсятакже другой механизм, заключающийся во вкладе в релаксацию непосредственно одиночныхатомов С, которые в паре с одним из легирующих элементов или вакансий, созданныхзакалкой, образуют соответствующие диполи, вращение которых под воздействием упругихнапряжений порождает ВТ.
/>
Выводы
1.Для γ-Fe-Niсплавов характерно, что в слабом ферромагнитном состоянии спонтаннаямагнитострикция обратнопропорциональна квадрату температуры, а коэффициентспонтанной магнитострикции имеет положительное значение. В сильномферромагнитном состоянии при температурах ниже tк в γ-Fe-Ni сплавахмагнитный вклад в ТКЛР практически не обнаруживается и только в узкой областитемператур, примыкающей к Тс, спонтанная магнитострикция сплавов по составублизких к Ni пропорциональна квадрату температуры, а коэффициент спонтанноймагнитострикции имеет малые значения и отрицательный знак.
2.Со вотличие от слабого влияния Mn, увеличивает уровень рассеяния упругой энергии винварных Fe-Ni-С.
3.Врезультате деформации сплавов Fe-Ni и Fe-Ni-С наблюдается уменьшение ТКЛР иповышение температуры перегиба Тп. С ростом степени деформации уровеньпрочностных свойств повышается.