Курсовая работа: Сплавы с особым коэффициентом линейного расширения
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.
Процессы изменения атомно-кристаллической структуры при нагреве сплавов Fе — Ni— С — V при водят к изменению механических свойств (рис.4.2 ). Наибольший прирост прочностных свойств отмечается при нагреве в области температур 550 - 700 °С, когда наиболее активно протекают процессы атомного пере распределения и выделения мелкодисперсных фаз FезС и VC. Повышение более чем вдвое уровня значений прочностных свойств после нагрева до 600 - 650 °С сопровождается лишь незначительным изменением величины ТКЛР — не более чем на (0,5 - 1,0) • 1(Н К-1 (см. рис. 4.2).
Результаты проведенных исследований показывают, что у сплавов системы Fe — Ni — С с добавками ванадия могут быть получены весьма высокие значения механических свойств (σ02 — до 1000 МПа, σв — до 1300 МПа) при сохранении низких значений ТКЛР (< 2 • 10-6 К-1 ). Эти сплавы, кроме этого, обладают хорошей морозостойкостью (температура начала мартенситного превращения у них ниже -196 °С). По уровню прочностных свойств сплавы в 2 - 4 раза превосходят сплавы инварного класса (типа 36Н), выпускаемые промышленностью в настоящее время.
5. Влияние легирования Mn И Со на температурную зависимость внутреннего трения в инварных Fe - Ni - C СПЛАВАХ
Температурные зависимости внутреннего трения (ТЗВТ) служат важным источником сведений о структуре и релаксационных процессах в сплавах, в частности в инварах. Поскольку инварные сплавы обладают магнитоупругой связью, целесообразно изучить затухание упругих колебаний в этих сплавах, обусловленное релаксационной и гистерезисной составляющей потерь.
Релаксационные эффекты в инварном сплаве (-36% Ni), легированном углеродом, были изучены в герцовом диапазоне частот. Автором работы на кривых ТЗВТ был выявлен максимум при температуре 473 К, который является суперпозицией пика Финкельштейна—Розина и магнитодиффузионного пика, последний из которых устранялся наложением магнитного поля напряженностью 250Э.
Релаксационные эффекты в ГЦК-Fе-Ni-сплавах инварного состава (-36% Ni), легированных углеродом, изучались также в килогерцовом диапазоне частот. В этом случае температура пика ВТ возросла и составила 520—550 К, однако отчетливого разделения двух вкладов в затухание упругих колебаний без наложения поля не удалось осуществить из-за относительно высокой температуры Кюри сплавов, содержащих около 36%Ni(513 К,525 К,546 К). Кроме того, как на низких частотах так и на частотах килогерцового диапазона при температуре ниже комнатной наблюдается рез кое увеличение затухания упругих колебаний, связанное с потерями энергии на магнитоупругий гистерезис.
В работе исследована ТЗВТ в килогерцовом диапазоне частот в ГЦК Fе—Ni—С-сплавах, содержащих около 30 маc. % Ni, дополнительно легированных углеродом для обеспечения инварного эффекта. Релаксационный пик ВТ в этих сплавах, обнаружен при температурах 548—564К, значительно превышающих точку Кюри, уменьшение которой до 438—449 К обусловлено понижением со держания Ni(-30 маc. %) Показано, что интенсивность пика возрастает с увеличением концентрации С, а энергия активации процесса составляет 1.1 эВ, что соответствует энергии активации диффузии углерода в аустените.[4]
Одним из способов управления магнитным со стоянием аустенита является легирование элементами замещения, в частности Mnи Со, по-разному влияющих на термодинамическую активность углерода в аустените и его распределение в твердом растворе. Для изучения релаксационных процессов в парамагнитной области важным обстоятельством является то, что эти элементы (Со- ферромагнетик, Mn–антиферромагнетик) заметно смещают точку Кюри Fe-Niсплавов. Для изучения совместного влияния элементов внедрения и замещения на релаксационные процессы в инварных сплавах в работе [4] исследованы ТЗВТ в килогерцевом диапазоне частот (1,5-2 кГц) в ГЦК Fe-Niсплавах, которые содержат около 30 мас. % Ni,1 мас.%С и небольшие добавки Mnи Со. Для сравнения проведены измерения ТЗВТ в сплавах близкого базового состава, не содержащих углерод.
Для определения влияния Мnи Со на интенсивность затухания упругих колебаний в ГЦК Fе—Ni—С сплавах построены температурные зависимости ВТ за вычетом фона с использованием гауссовской аппроксимации (рис.2.1). Добавление Мnв сплав Fе-30.1% №-0.44% Мп-1.22% С смещает максимум ВТ влево по оси температур и уменьшает его интенсивность по сравнению с параметрами пика ВТ в сплаве Fе-30.1%,Ni-1.18% С (см. рис.5.1, кривая 2). 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 приблизительно вдвое увеличивает высоту максимума затухания по сравнению с затуханием в сплаве Ре—30.1% №-1.18% С, а с увеличением содержания кобальта пик уширяется и смещается в сторону более высоких температур (см. рис.2.1, кривые 3, 4). На концентра ционной зависимости высоты максимума затухания для легированных Мnи Со сплавов наблюдается значительное отклонение значений δm ах от кривой, усредняющей точки для сплавов Fе—Ni—С (рис. 5.2).