Сплавы с особым коэффициентом линейного расширения (стр. 2 из 3)
Анализ кривых распределения Р(Н) при нагреве закаленных сплавов позволяет сделать следующее заключение о характере протекающих процессов атомного перераспределения. Наиболее активно они протека ют при 450 - 600 °С. При этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окружении повышенное число атомов никеля, т.е. из окружений, которым отвечают значения сверхтонких магнитных полей 23,1 и 25,5 МА/м. Часть углерода занимает такие конфигурации, в которых атомы железа не имеют в своем ближайшем окружении атомов никеля или имеют небольшое их число. При этом формируются конфигурации, близкие к цементиту FезС, для которых величина сверх тонкого магнитного поля составляет 16,7 - 17,5 МА/м. Соответственно возрастает доля атомов железа, находящихся в окружениях, близких по составу к твердому раствору железа и никеля и не содержащих атомов углерода (Hсв = 20,7 МА/м). Наконец, после нагрева 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 пере распределения атомов углерода при температурах, близких к 500 °С, протекают процессы установления ближнего порядка атомов железа и никеля.
С целью оценки концентрации углерода в твердом растворе рентгеновским методом определяли изменение периода решетки в зависимости от* содержания никеля и углерода, а также от температуры нагрева закаленных сплавов.
Концентрация углерода, находящегося в твердом растворе, после нагрева сплава Fе — 33 % Ni— 0,7 % С до 680 °С уменьшается на 0,5 % и составляет ~ 0,2 %. Этот результат близок к данным определения концентрации углерода, полученным методом ЯГР с использованием кривых зависимости среднего значения сверх тонкого магнитного поля от концентрации никеля и углерода.
Чтобы уточнить характер процессов, протекающих при нагреве, исследовали процессы выделений при термической обработке железоникелевого сплава, со державшего от 0,3 до 0,8 % С. Поперечные и продольные микрошлифы, вырезанные из прутков диам. 12 мм, после механической полировки подвергали травлению в 3 %-ном растворе Нг40з в этиловом спирте.[5]
Во всех сплавах независимо от содержания угле рода, в каждом зерне аустенита отмечали большое количество двойников, простиравшихся, как правило, от границы до границы зерна и имевших толщину от 2 до 200 мкм. Для исследования процессов выделения использовали закаленные образцы сплава 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 и цементита в диапазоне 500 - 650 °С и позволяют уточнить характер структурных преобразований.
В целом результаты металлографического исследования аустенитных сплавов Fе — Ni— С и их сопоставление с данными рентгеновского анализа и ЯГР свидетельствуют о следующем:
аустенит в этих сплавах обладает ярко выраженной склонностью к образованию двойников отжига и к графитизации;
выделение атомов углерода из твердого раствора у при отжиге в области температур 500 - 650 °С происходит в результате двух процессов — образования частиц цементита FезС и выделения графита;
местами преимущественного зарождения цементита служат границы двойников (в сердцевине образцов) и границы зерен (в поверхностной зоне).
При изучении влияния термической и деформационной обработки на инварные и механические свойства сплавов Fе — Niи Fе — Ni— С выявили увеличение ТКЛР с повышением температуры нагрева до 500 °С. При более высоких температурах (выше 600 °С) ТКЛР уменьшается. Эти изменения обусловлены процессами перераспределения атомов железа, никеля и углерода. Увеличение ТКЛР в результате нагрева при темпера турах, близких к 500 °С, связано с процессами установления ближнего порядка атомов железа и никеля.
В результате деформации сплавов Fe— Niи Fe—Ni— С (прокаткой, шлифовкой, точением, ковкой и др.) наблюдаются уменьшение ТКЛР и повышение температуры перегиба ТП. Нагрев деформированных сплавов Fe— Ni— С повышает величину ТКЛР, и при температурах нагрева выше 550 °С его значение приближается к ТКЛР закаленных образцов.
Результаты проведения исследований показывают, что с ростом степени деформации уровень прочностных свойств повышается. В частности, для сплава 60Н34 пре дел текучести возрастает с 350 до 800 МПа при увеличении степени деформации от 0 до 50 %. Последующий отжиг деформированных сплавов при 300 - 400 °С вызывает дальнейшее упрочнение (σ02 до 1000 МПа).
Таким образом, у сплавов системы Fe— Ni— С может быть достигнуто хорошее сочетание физических и механических свойств: достаточно низкое значение температурного коэффициента линейного расширения(2,5 • 10-6 К-1) при высоком уровне прочностных свойств (σ02 — до 1000 МПа, — σв до до 1500 МПа). Однако для получения высоких прочностных свойств требуется пластическая деформация. Для изделий сложной геометрической формы проведение деформационной об работки в ряде случаев затруднительно.
4.Влияние ванадия на структуру и свойства сплавов системы Fe-Ni-C
С целью упрочнения сплавов системы Fe— Ni— С путем термической обработки их легировали ванадием. Изученные сплавы на основе железа содержали 28-38 % Ni; 0,2 - 1,0 % С; 0,3 - 2,0 % V. На первом этапе работы изучали атомно-структурные превращения и процессы распада методами ЯГР, рентгеновским, электронной и оптической микроскопии.
Мессбауэровские спектры сплавов Fe— Ni— С с добавками карбидообразующих элементов имеют вид хорошо разрешенного сверхтонкого магнитного расщепления с уширенными и асимметричными крайними пиками. Анализ кривых Р(Н)для этих сплавов про водили так же, как и для сплавов Fe— Ni— С. Методом ЯГР изучали процессы перераспределения атомов при нагреве закаленных сплавов 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 протекают следующим образом. Наибольшая их активность отмечается при температурах нагрева выше 500 - 600 °С. При этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окружении повышенное число атомов никеля, и стремятся попасть в области с большим содержанием железа. Часть атомов железа формирует вместе с углеродом конфигурации, близкие к цементиту FезС, для которых величина сверхтонкого магнитного слоя составляет около 220 кЭ. Следует отметить (см. рис. 3), что для сплавов Fе — Ni— V температуры, при которых наблюдаются процессы атомного перераспределения (> 550 °С), почти на 150 °С выше, чем для сплавов, не содержащих ванадия (~ 400 °С).
Мессбауэровский метод регистрирует в основном процессы, связанные с изменением локального окружения атомов железа. Для выявления других возможных процессов проводили исследования с использованием рентгеновского метода электронной и оптической микроскопии. Рентгеновским методом определяли величину периода решетки, а также ширину рентгеновских линий (222)т для сплавов Fе — Ni— С —V после закалки и последующего отжига при разных температурах (до 800 °С). Заметное изменение периода решетки (от 0,3615 до 0,3597 нм) отмечается в интервале 550 -700 °С (рис. 4.1).
Уменьшение периода решетки при нагреве связано с протеканием процессов перераспределения атомов, приводящих к уменьшению содержания углерода в решетке твердого раствора γ и к образованию карбида ванадия VС. На его образование указывают данные электронно-микроскопического и металлографического исследований. Для сплавов Fе — Ni— С — V характерна равномерность выделения карбидов по всему объему зерна, особенно при низких температурах, и только при высоких температурах (выше 650 °С) начинается преимущественное выделение частиц карбидов по границам зерен.
Сопоставление результатов исследований, полученных разными методами, позволило установить общую картину 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 повышенное число атомов никеля. Часть атомов углерода и железа, имеющих в ближайшем окружении пониженное число атомов никеля, образуют атомные конфигурации, близкие к цементиту FезС. Другая часть атомов углерода вместе с атомами ванадия образуют выделения карбида ванадия (VС). Образование карбидных частиц 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, что при нагреве в диапазоне от 300 до 900 °С не регистрируются процессы выделения графита, несмотря на большое содержание углерода(~ 0,7 - 0,9 %).
Процессы перераспределения атомов при нагреве сплавов Fе — Ni— С — V обусловливают изменение физико-механических свойств. В частности, 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 уже почти не меняется. Наиболее замет но уменьшение ТКЛР сплавов Fе — Ni— С — V в области температур наиболее активного протекания процессов перераспределения атомов, приводящих к обед нению твердого раствора атомами углерода и ванадия, в отличие от тройных сплавов Fе — Ni— С, у которых в результате ухода атомов углерода из твердого раствора ТКЛР увеличивается на ~ 1 • 10-6 К -1. Это обусловлено тем, что уменьшение содержания ванадия в твердом растворе приводит к уменьшению ТКЛР в боль шей мере, чем уменьшение содержания углерода в эквиатомном отношении увеличивает его.