Реферат: Виявлення впливу вуглецю на міжатомну взаємодію сплавів на основі заліза і нікелю

Спектри накопичувались у багатоканальному аналізаторі (512 каналів). Калібрування швидкості було виконано за кімнатної температури по фользі -Fe та нітропрусиду натрію. Ширина лінії нітропрусиду натрію становила 0,2 мм/с у діапазоні швидкостей ±10 мм/с. Ізомерні зсуви оцінювалися відносно -Fe.

Мессбауерівські спектри описувалися з використанням стандартної процедури підгонки з розкладанням на компоненти. Обробка спектрів з асиметричним розподілом надтонких параметрів проводили методом Віндоу, доповненим процедурою варіювання ізомерних зсувів [1].

Магнітна сприйнятливість при слабкому полі була виміряна за допомогою індукційного метода. Величина магнітного поля становила 400 А/м з частотою 1 кГц. Температура зразків варіювалася в діапазоні 77 – 450K зі швидкістю 3-5 град/хв. Термопара була в контакті зі зразком. Намагніченість насичення була обміряна за допомогою балістичного магнітометра з полем 800 кА/м у діапазоні 77 – 450 K. Коерцитивну силу визначали експериментально, висмикуванням зразка із балістичної котушки.

Поздовжню та поперечну швидкості ультразвуку (, ) вимірювали за допомогою автоматизованої імпульсної ультразвукової (УЗ) установки. УЗ дослідження здійснювались в частотному діапазоні 10-30 МГц за кімнатної температури. Діаметр поперечного перерізу ультразвукового пучка складав 2-3 мм. Інструментальна похибка вимірювань абсолютних значень швидкості УЗ на базі 10 мкс складала 10^-4 відн. од., а відносних значень була на порядок нижчою. Але через виявлену в процесі УЗ досліджень пружну просторову неоднорідність зразків істинна похибка збільшилась на порядок. Через цю причину вимірювання проводились на 2 - 3 зразках сплавів одного складу. Для збудження і прийому поздовжніх і поперечних УЗ хвиль використовували п’єзодатчики, виготовлені з відповідно зорієнтованих пластин монокристалічного ніобату літію LiNbO₃ .

Для оцінки впливу вуглецю на міжатомну взаємодію за даними швидкостей ультразвуку і , та густини сплавів розрахували модулі Юнга , зсуву , всебічного стиснення та коефіцієнт Пуассона та визначили характеристичну температуру сплавів , яка в рамках припущення відповідає граничній частоті коливань атомів підгратки заміщення і відіграє роль ефективної температури Дебая. Прийняте припущення дає можливість оцінити вплив вуглецю на і відповідно оцінити відносну зміну жорсткості міжатомного зв’язку у Fe-Ni сплаві при легуванні вуглецем.

Густину сплавів вимірювали диференційним методом гідростатичного зважування у метанолі з використанням кварцового та германієвого еталонів. Похибка вимірювань при масі зразка 10 г. складала 10^-4 відн. од.

Дослідження фазового складу сплавів проводилося на дифрактометрі ДРОН-3, з використанням трубок кобальтового та залізного випромінювання - лінії. Після одержання рентгенограм були розраховані параметр гратки .

Експерименти з малокутового розсіювання нейтронів були виконані на дослідницькому реакторі в GKSS науковому центрі в м. Геєштахт у Німеччині. Дослідження були проведені при довжині хвилі нейтронів 8,5 Е (0,85 нм). Роздільна здатність складала 10% (значення на половині максимуму). Діапазон векторів розсіювання (0,006 < q < 0,25 Е^-1 , q = 4рsinи /л, де 2и – кут розсіювання, а л – довжина хвилі нейтронів) був отриманий, використовуючи три відстані від зразка до детектора (0,7 – 7 м). Зразки знаходилися при кімнатній температурі. Спектри корегували з урахуванням фону.

3.Вивчення впливу вуглецю та марганцю на термічне розширення та магнітні властивості інварних сплавів

Результати дослідження впливу вуглецю та інших легуючих елементів на інварні властивості Fe-Ni сплавів важливі для розробки процедури термообробки і створення нових композицій.

Ми провели дилатометричний аналіз ГЦК Fe–Ni–C сплавів [2], в яких концентрація Ni зменшена до 30 мас. % і які містять С в кількості більшій, ніж у сплавах, що досліджувались раніше, а також домішку Mn. Для порівняння проведено вимірювання ТКЛР звичайного інвару Fe-36,0% Ni та інвару, який містить вуглець біля 0,6% C, що було більшим, ніж в дослідженнях Гійома та Захарова.

Температурна залежність ТКЛР сплаву Fe–36,0% Ni, табл. 3, в діапазоні 110 – 520 K близька до величин ТКЛР, які представлено в довідниках.

Значення ТКЛР сплаву з вуглецем Fe–35,9% Ni–0,6% C (табл. 3) при температурах 110 К, 200 К, 300 K зросло, а середнє значення <> в діапазоні 110–300 K збільшилось до 2,5×10^-6 K^-1 , величина при температурах 300 К, 380 К зросла, а при 500 К впала, хоча середнє значення <> в діапазоні 300 – 500 K не змінилось і становило 1,3×10^-6 K^-1 . Слід зазначити, що температурний діапазон з мінімальним ТКЛР розширився на 30 K вгору по температурі, що пов’язано з підвищенням вуглецем температури Кюрі інвару.

Для виявлення впливу нікелю поблизу інварного мінімуму провели дослідження сплаву Fe-34,1% Ni. Для діапазону температур 110-300 K ТКЛР сплаву, табл. 3, залишається таким же низьким, як і для сплаву Fe–36,0% Ni. Проте проявляться тенденція до збільшення значення ТКЛР на 10% в цьому діапазоні. При температурі 380 K суттєво більше ніж у сплаву Fe–36,0% Ni, а в діапазоні 380-500 K ця різниця стає більш суттєвою <>= 3,1×10^-6 K^-1 , на противагу <>= 1,7×10^-6 K^-1 для сплаву Fe–36,0% Ni, табл. 3. Ці дані добре узгоджуються з тим, що при зменшенні концентрації нікелю на декілька відсотків температура Кюрі зміщується в бік низьких температур на кілька десятків градусів, і тим самим звужує зверху діапазон з мінімальним ТКЛР.

Для того, щоб підтвердити вплив Ni ще і в трьохкомпонентному сплаві, провели додаткове дослідження сплаву Fe–36,1% Ni–0,55% C, в якому концентрація нікелю дещо більша. Для діапазону температур 110-500 K <> на 17% краще ніж в сплаві Fe–35,9% Ni–0,61% C, табл. 3. Хоч при температурі 300 K спостерігається зворотна картина, де ТКЛР сплаву має значення дещо більше. Що також можна пов’язати зі зміщенням точки Кюрі. Використовуючи ці дані можна спроектувати композиційний сплав з низьким значенням ТКЛР в діапазоні температур значно вищих за кімнатну.

Таблиця 3. Значення ТКЛР сплавів, отримані за кривими нагрівання

Позначення сплаву
Fe–36,0% Ni	1,01	1,25	0,03	0,06	0,63	4,54
Fe–34,1% Ni	1,41	1,08	0,04	0,37	0,81	8,09
Fe–35,9% Ni–0,61% C	1,62	4,02	1,76	1,02	0,64	1,91
Fe–36,1% Ni–0,55% C	0,27	4,12	2,49	0,76	0,01	1,41
Fe–29,2% Ni	1,85	12,51	8,80	10,49	10,68	11,32
			10,78*	15,26*	15,76*	17,77*
Fe–29,7% Ni–0,97% C	0,01	0,91	2,95	7,81	10,88	16,27
Fe-30,1% Ni-1,18% C	0,61	1,75	3,24	6,95	8,17	15,48
Fe–30,5% Ni–1,5% C	0,55	1,11	2,96	7,08	10,18	15,19
Fe–29,7% Ni–0,83% Mn	6,30	14,02	9,56	11,05	11,09	11,68
			11,01*	15,54*	15,89*	17,09*
Fe–29,8% Ni–0,61% Mn	8,13	13,48	9,17	11,07	11,35	11,98
			10,43*	15,51*	16,25*	17,73*
Fe–30,2% Ni–0,8% Mn–1,15% C	0,34	1,76	2,64	4,82	6,31	14,82
Fe–30,1% Ni–0,44% Mn–1,22% C	0,47	2,92	3,80	6,50	7,79	16,24

Примітка: * - вимірювання до охолодження перед мартенситним перетворенням

На відміну від ТКЛР звичайного інварного сплаву Fe-36,0% Ni для сплаву з меншим вмістом нікелю, Fe-29,2% Ni , температурна залежність ТКЛР має суттєву відмінність [2] і значення при 300 K становить 10,8×10^-6 K^-1 (табл. 3). При температурі 243 K, яка була визначена за дилатометричними даними і магнітною сприйнятливістю [1], протікає мартенситне перетворення і криві охолодження та нагрівання не співпадають.

Принципово інша крива теплового розширення і поведінка залежності (Т) спостерігається в сплавах з концентрацією нікелю близькою до 30% Ni та додатково легованих вуглецем. Вуглець суттєво знижує мартенситну точку, в результаті чого дилатометричні криві охолодження та нагрівання співпадають [2]. В сплаві Fe–29,7% Ni–0,97% C ТКЛР в температурному діапазоні 110–380 K суттєво зменшився у порівнянні з ТКЛР сплаву Fe–29,2% Ni. Легування сплаву з концентрацією нікелю біля 30% Ni вуглецем до 1 % в декілька разів зменшує його термічне розширення.

В сплаві з більшою концентрацією вуглецю, Fe-30,1% Ni-1,18% C, <> в діапазоні температур 110–300 K підвищилось до 1,9×10^-6 K^-1 . В інтервалі 300-380 K <> не змінилось в межах похибки (5,1×10^-6 K^-1 ), а значення ТКЛР при температурах 380 К, 400 К, 500 К і відповідне середнє значення <> в цьому температурному інтервалі зменшились (табл. 3).

Підвищення концентрації С до 1,5% (Fe–30,5% Ni–1,5% C) мало змінило середнє значення ТКЛР (1,5×10^-6 K^-1 ) в діапазоні температур 110–300 K у порівнянні з для сплавів Fe–29,7% Ni–0,97% C і Fe-30,1% Ni-1,18% C (табл. 3). В діапазоні температур 300-380 K <> = 5,0×10^-6 K^-1 , що близьке до ТКЛР сплавів з 0,97% C та 1,18%C. При більш високих температурах 380 К, 500 К ТКЛР зменшився. у порівнянні з сплаву з нижчою концентрацією вуглецю.

Підвищення концентрації вуглецю в сплаві Fe–Ni–C від 0,97 до 1,5% змінює при температурах нижчих за 380 К в межах похибки експерименту і зменшує ТКЛР в діапазоні 380 – 500 К.

Температурна залежність ТКЛР для сплаву з домішкою марганцю, Fe-29,7% Ni-0,83% Mn , подібна залежності (Т) для сплаву Fe-29,2% Ni [2]. Мартенситне перетворення, яке перешкоджає вимірюванню ТКЛР аустеніту при низьких температурах, починається при М_s = 218 K, що нижче у порівнянні з бінарним Fe-29,2% Ni сплавом (243 К) за рахунок легування Mn.

Для розширення даних про вплив домішки Mn на термічне розширення сплаву Н30 провели дослідження сплаву з дещо меншою концентрацією цього елементу (Fe-29,8% Ni-0,607% Mn). Характер залежності (T) подібен залежності сплаву Fe-29,2% Ni так і Fe-29,7% Ni-0,83% Mn. Середнє значення ТКЛР при температурі 300 K дещо менше ніж в останньому сплаві і дорівнює 10,4×10^-6 K^-1 , а значення <> для діапазону 300-500 К майже співпадає (14,9×10^-6 K^-1 ). Мартенситне перетворення починається при більш високій температурі М_s = 226 K, що узгоджується з меншою концентрацією марганцю в сплаві.

Для сплавів, які містять марганець та вуглець (Fe–30,2% Ni–0,8% Mn–1,15% C і Fe–30,1% Ni–0,44% Mn–1,22% C) і в яких не відбувається мартенситне перетворення, спостерігається монотонна зміна ТКЛР у відносно широкому температурному інтервалі. При концентрації Mn в сплавах Fe–Ni–Mn–C до 1% в розглянутому діапазоні температур загальний хід залежності (Т) принципово не змінюється, але існує тенденція до зниження при температурах, вищих за кімнатну.

Для виявлення впливу C і Mn на магнітні властивості провели температурні дослідження магнітної сприйнятливості та намагніченості насичення ГЦКFe-Ni і Fe-Ni-С сплавів. Після гартування від 1373 K сплав Fe-30,3% Ni має стійку ГЦК структуру за кімнатної температури. Це дає низьку мартенситну точку М_s , значення якої по кривим температурної залежності магнітної сприйнятливості складає 243 K. При легуванні вуглецем цього сплаву, точка мартенситного перетворення зміщується нижче температури кипіння рідкого азоту. Дані кривих магнітної сприйнятливості вказують на підвищення температури Кюрі на 85-95 K в порівняні з бінарним сплавом. Легування цього сплаву домішкою марганцю в кількості 0,83% призводить лише до зниження, як мартенситної точки так і точки Кюрі. При легуванні вуглецем, сплав Fe-30,2% Ni-0,8% Mn-1,15% С, мартенситне перетворення не спостерігається, а температура магнітного перетворення підвищилась на 130 K.

На кривих температурної залежності намагніченості насичення сплавів [1] спостерігається підвищення значень температур Кюрі в порівнянні з кривими магнітної сприйнятливості, за нашим припущенням, це пов’язано з впливом магнітного поля. Але загальна картина впливу елементів на температуру магнітного переходу зберігається.

Для сплавів Fe–Ni, Fe–Ni–C та Fe–Ni–Mn–C контролювали значення коерцитивної сили H_c . Для сплаву Fe-36,0% Ni значення коерцитивної сили при зміні температури від 77 до 300 K не змінюється і становило H_c = 95,5 А/м. При зменшенні концентрації нікелю до 30,3% значення H_c зменшилося на 17% за кімнатної температури. При легуванні вуглецем 0,97% та 1,5% H_c зросло, як за кімнатної температури, так і при температурі кипіння рідкого азоту, що корелює з підвищенням температури Кюрі цих сплавів. Легування домішкою марганцю 0,83% сплаву H30 не змінило значення H_c у порівнянні зі сплавом з 0,97% C. Значення коерцитивної сили сплаву Fe-30,2% Ni-0,8% Mn-1,15% C при температурах 77 та 300 K не змінилось у порівнянні зі сплавом Fe-29,7%Ni-0,97%C.

Для підтвердження ролі вуглецю у формуванні інварної аномалії провели дослідження впливу відпалу при 773 К на термічне розширення ГЦКFe-Ni і Fe-Ni-С сплавів. В сплаві з вмістом вуглецю 0,55% та концентрацією нікелю 36,1% після відпалу при 773 K в діапазоні температур 110-300 K спостерігається збільшення значення ТКЛР на 44%, табл. 4. При температурах від 300 до 500 K зберігається тенденція до збільшення <>, але вже на 26%.