Full Text

Введение Анализ результатов многочисленных исследований показывает, что инвароподобные характеристики проявляются у различных веществ, отличающихся, например, по типу строения: кристаллическое или аморфное, по типу магнитного упорядочения, имеющих гомогенный или негомогенный типы твердого раствора, т.е. инварный эффект является многогранным, часто встречающимся в природе явлением [1]. Яркий пример этого - хорошо изученное соединение ZrW2O8, имеющее отрицательный термический коэффициент линейного расширения (ТКЛР) изотропного характера во всем температурном интервале своего существования [2]. Общим относительно проявления инварного эффекта в Fe-Ni-сплавах является понимание его ферромагнитной природы и связи с магнитообъемным эффектом, при котором отрицательное тепловое расширение индуцируется магнитным переходом парамагнитной в ферромагнитную или антиферромагнитную фазу. ТКЛР же сплава в определенном температурном интервале является результатом конкурентного действия между нормальным и отрицательным термическим расширением. Между тем, по мнению некоторых авторов, коварное (инварное) поведение - не более чем результат определенного «удачного» соотношения термодинамических параметров в ферромагнетиках [3]. Пластическая деформация, применяемая для повышения прочностных свойств, не оказывает существенного влияния на инварные характеристики, в том числе при использовании интенсивной пластической деформации [4], а в некоторых случаях их ухудшает [5]. В то же время применение пластической деформации для формирования в материалах выраженной анизотропии позволило обнаружить инварные аномалии в текстурованных сплавах на основе титана и меди при условии протекания в них мартенситного превращения [6, 7]. Результаты последних исследований в этом направлении демонстрируют заманчивую перспективу получения широкого спектра конструкционных материалов, обладающих отрицательными значениями ТКЛР, на основе материалов, претерпевающих мартенситное превращение (рис. 1). Известно, что аномальные деформационные или тепловые характеристики, которые традиционно наблюдаются в композиционных материалах, являются результатом взаимодействия локальных микроскопических полей упругих напряжений, что практически не встречается в материалах с однородной структурой. Созданием теоретических основ получения таких композиционных материалов занимались многие исследователи, что привело к обнаружению ряда интересных эффектов в композитах и создало стимул для активизации работ по созданию материалов с отрицательным коэффициентом Пуассона, а также поиску материалов с аналогичными характеристиками ТКЛР [9-13]. Так, в частности, известна математическая модель, в соответствии с которой ТКЛР может иметь отрицательные значения в материалах со слоистым строением на основе бинарных (иридий + инвар) либо тройных (иридий + вольфрам + инвар) композиций металлов. Основным критерием при выборе материалов для композиций является существенная разница в модуле нормальной упругости Е и значении ТКЛР, которая для выбранных материалов может отличаться в 4-5 раз [12, 13]. Однако технологические аспекты, связанные с совместимостью подобных материалов, межслойной диффузией легирующих элементов, способами создания неразрывной связи между слоями, благодаря которым и стало бы возможным проявление указанного эффекта, рассмотрены не были. Исходя из этого актуальна идея реализации разработанных подходов в конструкционных металлических материалах, которые имеют особое слоистое строение, но которые были бы получены на основе доступных и технологичных материалов, например на основе сталей. Материалы и методы исследования Исходя из представленных соображений в качестве модельной была выбрана композиция, состоящая из сталей 08кп и 08Х18Н10. Можно видеть, что различие в значениях ТКЛР и модуля нормальной упругости не столь значительное, как у материалов разработанной математической модели, и в интервале исследуемых температур будет отличаться не более чем в 1,5 раза (табл. 1 и 2) [14]. Таблица 1 Термический коэффициент линейного расширения a, 10-6 °С-1 Марка стали Температурный интервал, °C 20-100 20-200 20-300 20-400 20-500 20-600 20-700 20-800 20-900 20-1000 Термический коэффициент линейного расширения a, 10-6 °С-1 08кп* 12,5 13,4 14,0 14,5 14,9 15,1 15,3 14,7 12,7 13,8 08кп** 11,7 13,3 13,7 14,3 14,7 14,9 14,8 14,4 13,8 14,1 08Х18Н10* 16,5 17,2 17,7 18,1 18,3 18,6 19,0 19,5 19,7 20,0 08Х18Н10** 15,9 17,9 18,1 18,4 18,7 19,0 19,3 19,6 19,8 20,0 * - справочные данные; ** - экспериментальные данные. Таблица 2 Модуль нормальной упругости Е, ГПа Марка стали Температура, °C 20 100 200 300 400 500 600 700 800 900 Модуль нормальной упругости Е, ГПа 08кп 203 207 182 153 141 - - - - - 08Х18Н10* 198 194 189 181 174 166 157 147 - - * - приведены данные для стали 12Х18Н10Т. Первичные композитные заготовки состояли из 100 чередующихся между собой листов указанных сталей толщиной 0,5 мм, по 50 каждой марки соответственно. По разработанному ранее экспериментальному технологическому маршруту, включающему мерную резку заготовок из листов, обработку их поверхности, сборку нарезанных листов в пакет, вакуумирование пакета и последующее пластическое деформирование методом горячей прокатки, были получены заготовки полосового сортамента шириной 100 и толщиной 10 мм [15]. Для проведения дилатометрических исследований из горячекатаной полосы были вырезаны образцы одинаковой длины - 10 мм, которая соответствовала толщине проката. Образцы вырезались в трех направлениях: вдоль направления проката (RD), в плоскости проката (TD) и в перпендикулярном плоскости проката направлении (ND). Полученные после первого цикла полосы толщиной 10 мм были докатаны до толщины 2 мм, зачищены, собраны в пакет и в соответствии с описанным выше технологическим маршрутом прошли второй цикл обработки путем проведения горячей пакетной прокатки до толщины 10 мм. Образцы для дилатометрических исследований были получены аналогичным образом. Таким образом, объекты исследования имели одинаковые размеры, но разное структурное строение: после первого цикла это были стослойные образцы, которые имели толщину единичного слоя 100 мкм, а после второго цикла, когда количество слоев составляло около 2000 шт., толщина слоя не превышала 5 мкм. Измерения были выполнены на дилатометре DIL-402C производства фирмы Netzsch (Германия) с держателем и толкателем из корунда в интервале температур от 20 до 1200 оС при нагреве и охлаждении печи со скоростью 5 град/мин в атмосфере технически чистого аргона. Температура измерялась платина-платинородиевой термопарой (тип S), расположенной в непосредственной близости от образца, с погрешностью, не превышающей 5 °С. Учитывая тот факт, что длина образцов не превышала 10 мм, для тарировки прибора и получения базовой линии дилатометра использовался самостоятельно изготовленный эталон из сплава «пирос» длиной 10 мм и диаметром 6 мм. Сравнение справочных данных по ТКЛР [14] и фактических данных образцов сталей, используемых в работе, полученных после тарировки дилатометра, приведены в табл. 1 и на рис. 2. Рис. 2. Зависимость относительного удлинения при нагреве сталей 08Х18Н10 и 08кп с указанием фактических значений ТКЛР (технический) Результаты эксперимента и их обсуждение Проведенное дилатометрическое исследование показало, что начиная с температуры 400 °С исследуемый многослойный материал имеет аномально низкие значения относительного удлинения (DL/L) в перпендикулярном к плоскости прокатки направлении ND. Одновременно с этим в плоскости этого же листового материала в направлениях RD и TD ход дилатометрической кривой, с незначительными отличиями, совпадает с трендом термического расширения стали 08Х18Н10. На рис. 3 можно видеть, что аномалия в направлении ND начинает проявляться при температурах теплой деформации, что совпадает с началом освобождения дислокаций от атмосфер примесных атомов в низкоуглеродистых сталях. Здесь же можно видеть, что изменение относительного удлинения, обусловленное a→γ-переходом в стали 08кп, отчетливо фиксируется на дилатограмме ND. При этом на дилатометрических кривых, соответствующих направлениям RD и TD, этот переход практически незаметен. Анализ температурной зависимости ТКЛР показывает, что a→γ- переход в направлении RD и TD, являясь весьма незначительным по сравнению с направлением ND (см. выноску на рис. 4), демонстрирует сложные процессы, происходящие на границе раздела сталей, имеющих различные ТКЛР. Такое поведение позволяет говорить о том, что в исследуемом материале наблюдается сложная взаимосвязь нормальных и касательных напряжений на межслойных границах. Рис. 3. Зависимость относительного удлинения при нагреве многослойного материала 08Х18Н10 + 08кп в направлениях RD, TD и ND (первый технологический цикл) Рис. 4. Зависимость ТКЛР при нагреве многослойного материала 08Х18Н10 + 08кп в направлениях RD, TD и ND Это предположение подтверждается необычно сильным влиянием, которое оказывают нормальные напряжения сжатия, возникающие в перпендикулярном плоскости проката направлении ND со стороны стали с более высокими значениями ТКЛР, на ту составляющую многослойного материала (сталь 08кп), которая претерпевает a→γ-переход в процессе нагрева. Учитывая, что a→γ-переход в процессе нагрева стали 08кп происходит с уменьшением параметров кристаллической решетки, наблюдается усиление этого сжатия из-за наложения сжимающих напряжений со стороны слоев стали 08Х18Н10. Этот эффект более нагляден при сравнении дилатограмм нагрева образца стали 08кп и дилатограммы этой же стали в составе композиции многослойного материала (рис. 5). Визуально разница абсолютной величины линейной аномалии от a→γ-перехода, построенная в одном масштабе, составляет около 700 %. Рис. 5. Зависимость ТКЛР при нагреве стали 08кп и многослойного материала 08Х18Н10+08кп в направлении ND (дилатограмма стали 08кп, для устранения слияния кривых, смещена по вертикали вверх) При этом такое же сильное действие, но уже растягивающего свойства со стороны слоев стали 08Х18Н10, возникающие напряжения оказывают на слои стали 08кп в направлениях RD и TD, что, как уже было сказано, вызывает практически полную компенсацию сжатия, обусловленную a→γ-переходом. Схематично эта модель действующих напряжений, возникающих при нагреве многослойного материала, представлена на рис. 6. а б Рис. 6. Схема влияние касательных (а) и нормальных (б) напряжений на слои стали 08кп со стороны слоев стали 08Х18Н10 Еще более сильные изменения происходят в исследуемом материале после реализации двух технологических циклов обработки. На рис. 7 можно видеть, что изменился характер кривой ND. Отклонение от «базового» тренда дилатограмм RD, TD наблюдается уже при более высоких температурах. Одновременно с этим произошло уменьшение абсолютных значений ТКЛР не только направления ND, но и направлений RD и TD (табл. 3). Можно видеть, что «инварная» аномалия в направлении ND начинает проявляться при температуре 600 °С, достигает минимального значения 3,1×10-6 °С-1 к моменту окончания a→γ-перехода (800 °С) и возрастает до значения 8,3×10-6 °С-1 при 1200 °С. Рис. 7. Зависимость относительного удлинения при нагреве многослойного материала 08Х18Н10 + 08кп в направлениях RD, TD и ND (второй технологический цикл) Таблица 3 Термический коэффициент линейного расширения a композиции 08Х18Н10 + 08кп, 10-6 °С-1 Направления Температурный интервал, °C 20-200 20-300 20-400 20-500 20-600 20-700 20-800 20-900 20-1000 20-1100 20-1200 Термический коэффициент линейного расширения a, 10-6 °С-1 100 слоев, толщина слоя 100 мкм RD 14,4 15,2 16,1 17,0 17,8 18,3 18,6 18,8 19,1 19,5 19,6 TD 14,6 15,2 16,1 17,0 17,6 17,8 17,9 17,6 17,7 17,8 17,9 ND 15,0 15,5 15,8 15,5 14,6 13,9 13,3 7,8 9,1 10,1 11,0 2000 слоев, толщина слоя 5 мкм RD 11,6 12,0 12,3 12,6 13,2 13,3 13,7 14,7 15,4 15,8 16,2 TD 11,7 11,8 12,3 12,6 13,0 12,7 12,9 14,1 14,9 15,4 15,8 ND 11,9 12,4 13,0 13,5 13,1 7,8 3,1 4,4 6,1 7,3 8,3 Такие изменения в поведении многослойного материала могут быть связаны с диффузионным перераспределением легирующих элементов, в первую очередь хрома как наиболее подвижного элемента замещения в данной системе легирования. Проведенные ранее исследования показали, что к окончанию второго технологического цикла средняя концентрация хрома в слоях многослойных материалов выравнивается до значения 9 % [16]. Анализ дилатограммы нагрева и охлаждения показывает, что есть тенденция изменения положения критических точек, о чем свидетельствует в первую очередь снижение температуры прямого γ→a-перехода в область мартенситного (бейнитного) превращения (рис. 8). Другим, не менее важным фактором, влияющим на поведение многослойного материала при нагреве и деформации, является уменьшение толщины слоев при прокатке до некоторой критической величины. Такой критической величиной мы считаем толщину слоя, при которой наблюдается формирование так называемой «бамбуковой» структуры [17]. Этот фактор оказывается наиболее сложным в описании механизма взаимодействия напряжений, так как мы пока Рис. 8. Зависимость относительного удлинения при нагреве и охлаждении многослойного материала 08Х18Н10 + 08кп в направление ND (второй технологический цикл) не можем оценить их величину и степень влияния на весьма ограниченный объем металла, заключенный между двумя границами. Заключение В работе представлено исследование многослойных металлических материалов, которые показывают анизотропный характер температурной зависимости ТКЛР от направления проводимого измерения -вдоль направления проката, в плоскости проката, перпендикулярно плоскости проката. Показано, что причиной такой анизотропии свойств являются напряжения, возникающие вследствие разности значений ТКЛР сталей, входящих в состав исходной композиции многослойного материала, а также тот факт, что указанные напряжения способны многократно влиять на объемные аномалии при a®γ-превращении. На основании исследования предложена модель, которая объясняет обнаруженное явление взаимодействием нормальных и касательных напряжений на межслойных границах многослойного материала.

About the authors

A. I Plokhikh

Bauman Moscow State Technical University (National Research University of Technology)

Email: plokhikh@bmstu.ru

A. G Kolesnikov

Bauman Moscow State Technical University (National Research University of Technology)

Email: agk@bmstu.ru

M. D Safonov

Bauman Moscow State Technical University (National Research University of Technology)

Email: MSafonov@bmstu.ru

References

Statistics

Views

Abstract - 58

PDF (Russian) - 29

Refbacks

• There are currently no refbacks.