ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ МЕДИ

Базовыми системами для создания сплавов с ЭПФ являются двойные системы Си-А1, Си-Бп, Си-7п. Однако из-за невысокой термической стабильности (системы Си-А1 и Си-Бп) или очень низкой температуры реализации МП (система Си^п) большинство сплавов на основе меди представляют собой трехкомпонентные или более сложные композиции (см. табл. 2.1). Сплавы этой группы проявляют все виды ЭПФ и СУ, однако уровень характеристик и их стабильность определяются химическим составом и структурой. Из большого количества сплавов на основе меди практический интерес представляют сплавы Си-А1-№ и Си-7п-А1, а также более сложнолегированные сплавы на их основе.

Область составов сплавов системы Си-А1-№, проявляющих ЭПФ, располагается, в основном, вблизи эвтектоидного состава. Добавки 3—4,5 масс. % N1 снижают диффузионную подвижность атомов Си и А1, предотвращая тем самым эвтектоидный распад высокотемпературной (3-фазы при закалке, в процессе которой при температурах выше Мн происходит упорядочение (/ ~ 500°С). Упорядоченная (З^фаза (Э03) при дальнейшем охлаждении претерпевает МП с образованием У1 (2Н) мартенсита. С увеличением содержания А1 характеристические температуры МП интенсивно понижаются [17] (рис. 4.11). Влияние N1 менее существенно, хотя тенденция к их снижению наблюдается.

Т, К

Влияние содержания А1 на характеристические температуры МП в сплавах системы Т1-хА1-4Ы1 (масс. %) (закалка с 1000°С в ледяной воде, после

Рис. 4.11. Влияние содержания А1 на характеристические температуры МП в сплавах системы Т1-хА1-4Ы1 (масс. %) (закалка с 1000°С в ледяной воде, после

получения (3-твердого раствора) [8, с. 223]

Переменная растворимость легирующих элементов в (3-фазе, эв-тектоидное превращение и существенная зависимость характеристических температур МП от степени легирования (3-фазы позволяют, с одной стороны, изменять температурный интервал реализации ЭПФ с помощью термической обработки, а с другой — требуют жесткого контроля ее режимов, подбор которых необходимо осуществлять для каждого конкретного состава. Общая тенденция для рассматриваемых составов такова, что понижение температуры нагрева под закалку или скорости охлаждения при закалке, увеличение температуры или длительности старения приводят к повышению Мн и Ан за счет выделения промежуточных и равновесных фаз. Однако следует контролировать степень распада при старении, поскольку на поздних стадиях может произойти ухудшение характеристик ВФ или даже полная потеря способности проявлять ЭПФ. Именно по этой причине максимальная рабочая температура сплавов Си-А1-М1 ограничена 100°С.

Мартенсит является не единственным атермическим мартенситом. В сплавах с повышенным содержанием А1 в зависимости от режимов предшествующей термической обработки может образовываться атермический (3^ (1811) мартенсит или смесь у'- и (3[ -фаз. Мартенсит образуется также в процессе нагружения при Гд > Ак, обеспечивая для монокристаллов Си-А1-№ проявление СУ, при которой практически не наблюдается гистерезис.

Максимальная величина е при полном ВФ, как при необратимом ЭПФ, так и при СУ, достигается на монокристаллах и составляет 5% для у[ и 7% для Р[ мартенсита. При переходе к поликристаллам величина ен уменьшается в 2—3 раза. Одновременно в 2 раза (с 600 до 300 МПа) уменьшаются напряжения, при которых происходит разрушение образцов. Поэтому и величина реактивных напряжений для сплавов Си-А1-М1 не превышает 200 МПа.

Для поликристаллических сплавов системы Си-А1-№ проблема низкой трещиностойкости, включая термическую обработку и циклическое деформирование, является основной при практическом использовании этих сплавов. Зарождение трещин и разрушение происходит по границам зерен. Попытки избежать межзеренного разрушения уменьшением размера зерна путем микролегирования и оптимизацией технологии получения и обработки сплавов хотя и позволили несколько улучшить свойства, но не настолько, чтобы открыть им широкую перспективу применения. В этом отношении значительно больший интерес представляют монокристаллы сплавов Си-А1-№, а также сплавы системы Си-7п-А1.

Состав сплавов системы Си-7п-А1, в которых проявляется ЭПФ, охватывает довольно широкую область концентрации компонентов (см. табл. 2.1). Высокотемпературная (3-фаза с неупорядоченной ОЦК-решеткой при закалке переходит в упорядоченную В2-фазу, которая является основной в этой системе. Однако при увеличении содержания А1 может происходить переход В2оООэ. Это свидетельствует о том, что в сплавах системы Си-7п-А1 может образовываться как 9Я (М9И.), так и 18К (М18Я) мартенсит.

Характеристические температуры МП сплавов системы Си-7п-А1 существенно зависят от соотношения компонентов в сплаве и могут меняться от —180 до +100°С. Заданные температуры обычно получают путем оптимизации химического состава сплава. Термическая обработка также оказывает влияние на температурный интервал проявления ЭПФ, особенно это касается старения, которое протекает многостадийно и сопровождается выделением промежуточных фаз, а для некоторых составов и переходом В2<->003 или разупрочнением. Характеристические температуры МП сложным образом изменяются при увеличении температуры и времени старения, хотя в конечном итоге имеет место тенденция к их снижению.

Поликристаллы Си-2п-А1 более склонны к пластической деформации путем скольжения при нагружении и термоциклировании, чем Си-А1-№. Поэтому циклирование в интервале Мк—Ак приводит к появлению большого числа дислокаций и стабилизации мартенсита. При циклическом нагружении даже при температурах выше Ак сверхупругость полностью не реализуется из-за легкости дислокационного скольжения. Однако по этой же причине разрушение поликристаллов Си-7п-А1 при многократном цитировании происходит в основном по телу зерна.

Характеристики ЭПФ сплавов Си-7п-А1 в значительно большей степени определяются химическим составом сплава, чем структурой. Даже в литом состоянии на сплавах, содержащих 14—22 Zn и 4,8— 7,2 А1 (масс. %), можно получить полное ВФ в свободном состоянии при ен ~ 6%, а величина ор может достигать 350 МПа. Применение микролегирования и термомеханической обработки, обеспечивающих измельчение зерна, приводят к увеличению ев при одностороннем ЭПФ и СУ приблизительно на 1% по сравнению с крупнозернистыми образцами.

Сплавы Си-7п-А1 проявляют обратимый ЭПФ. Наиболее полно и стабильно он проявляется при цитировании в нагруженном состоянии в интервале Мк—А . Однако низкая термическая стабильность сплавов ограничивает величину нагрузки, так как при тем-

пературах выше 100°С начинается диффузионный распад и сплавы

теряют способность проявлять ЭПФ.

Вопросы для самоконтроля

  • 1. Как влияет концентрация никеля на температуры М П в сплавах на основе никелида титана?
  • 2. Как влияет легирование третьим компонентом на температуры МП в сплавах на основе никелида титана?
  • 3. Каким образом можно повлиять на температуры МП и свойства ЭПФ сплавов на основе никелида титана?
  • 4. Какими методами получают слитки сплавов на основе никелида титана?
  • 5. Какова температура плавления никелида титана?
  • 6. Какова область гомогенности В2-фазы?
  • 7. Какие фазы можно обнаружить в сплавах на основе никелида титана?
  • 8. При каких температурах осуществляют горячую обработку давлением полуфабрикатов из сплавов на основе никелида титана?
  • 9. При каких температурах осуществляют теплую обработку давлением полуфабрикатов из сплавов на основе никелида титана?
  • 10. Назовите виды термической обработки сплавов на основе никелида титана.
  • 11. Как влияет термическая обработка на свойства ЭПФ?
  • 12. Какие сплавы с медью относятся к МПФ?
  • 13. Сравните свойства МПФ никелида титана и сплавов на основе меди?
 
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ     След >