Прецизионные сплавы

ВВЕДЕНИЕ.

В конце прошлого века французский исследователь Ч.Гийом [ 1, с. 3—5] обна¬ружил в системе железо — никель сплавы, обладающие тепловым расширением на целый порядок ниже расширения составляющих компонентов. При увеличении концентрации железа в сплаве происходит снижение температурного коэффи¬циента линейного расширения а; особо резкое его падение начинается при содер¬жании железа более 50 %. Полюс самого низкого а соответствует содержанию 65 % (ат.) Fе в сплаве. Этот сплав был открыт Гийомом в 1886 г. и назван инваром из-за очень низкого температурного коэффициента линейного расши¬рения. Аномалия свойств, связанная с инварным эффектом, используется при раз¬работке сплавов с заданным значением а. Сплавы инварного класса имеют анома¬лии большинства физических свойств. Эти особенности инварных сплавов поз¬воляют создавать материалы с уникальными характеристиками.

Необычный характер изменения свойств в сплавах на основе железо — никель широко используется в различных отраслях промышленности. В метрологии, криогенной, радиоэлектронной технике и геодезии часто не могут обойтись без сплавов со значениями а менее 2 • 10-6 К. В этих случаях значения а, близкие к нулевому, диктуются условиями эксплуатации, требованиями обеспечить вы¬сокую точность измерительного инструмента, стабильность эталонов длины, вы¬сокую устойчивость работы газовых лазеров, эксплуатационную надежность трубо¬проводов для транспортировки сжиженных газов и т.п.

Сплавы для соединения с диэлектриками (стекло, керамика, слюда и т.п.) должны иметь определенное значение и. Надежные соединения различных по свойствам материалов можно создать только при согласовании а в технологичес¬ком и эксплуатационном интервале температур. Сплавы с заданным значением а для указанных целей также созданы на основе инварных композиций.

В приборах автоматического терморегулирования широко используют термо-биметаллы. Пассивная составляющая термобиметаллов является сплавом с а, близким к нулю, активной составляющей служат сплавы с высоким значением а. Чем больше разница в тепловом расширении активной и пассивной составляю¬щих, тем выше чувствительность термобиметалла.

Среди большого числа сплавов с заданным а преобладающая часть создана на основе сплавов системы Fe—Ni в области концентраций инварного состава. По этой причине за последние 15—20 лет изучению железоникелевых сплавов пос¬вящены многие сотни работ, выдвинуты десятки гипотез для объяснения природы аномального характера свойств сплавов инварного класса. И, несмотря на боль¬шие усилия, приложенные учеными многих стран в исследованиях инварного эффекта, вопрос о природе инварности все еще остается нерешенным. Таким образом, инварность превратилась в проблему.

В этой связи не случайно, если еще не учитывать то, что инварные сплавы пред¬ставляют интерес в теоретическом отношении, число публикаций по этому вопро¬су ежегодно составляет многие десятки работ.

Элинварные и механические свойства мартенситно-аустенитных сплавов

Известно большое число элинварных аустенитных сплавов, содержащих 40—50 % Ni, у которых с повы¬шением температуры модуль упругости практически не изменяется (температурный коэффициент модуля упругости близок или равен 0) [1, 2]. Эти сплавы имеют относительно невысокий уровень механичес¬ких свойств в недеформированном состоянии . Повышение предела упругости сплавов до 1000—1100 Н/мм2 достигается лишь после холодной пластической деформации с высокими сте¬пенями (90—98 %) и реализуется лишь в небольших сечениях (тонкая лента, проволока).

Применение высокопрочных мартенситных спла¬вов для этих целей невозможно, так как у них нет элинварного эффекта. Проблема решается при использовании мартенсит¬но-аустенитных сплавов, обладающих повышенными механическими свойствами (по сравнению с чисто аустенитными сплавами) и высокими элинварными характеристиками, близкими к свойствам аустенит-ных сплавов этого назначения [3, 4].

В качестве основы для исследования мартенситно-аустенитных сплавов выбрана система Fe—Ni, обеспе¬чивающая получение мартенситной структуры после закалки, а также протекание мартенситно-аустенитного превращения и дисперсионного твердения. Для интенсификации процесса старения сплавы легирова¬ли титаном [5, 6]. Исследуемые сплавы не содержат кобальт, а введение небольшого количества молибде¬на (около 1 %) обусловлено его высокой поверхнос¬тной активностью, предотвращающей зерногоаничное выделение карбонитридов и интерметаллидов.

Исследовали бескобальтовые мартенситностареющие сплавы Fe (20—25) % Ni, легированные небольшими добавками Ti и Мо. Легиро¬вание сплавов 20—25 % Ni связано с необходимостью получения при термической обработке стабилизиро¬ванного аустенита.

Выплавку сплавов проводили вакуумно-индукционным способом. Сливки ковали на прутки круглого (диаметром 8 мм) и квадратного (14х14 мм) сечения, из которых вырезали образцы для определения меха¬нических и элинварных свойств. Образцы подвергали закалке или закалке и холодной пластической дефор¬мации со степенью обжатия 30—70 %, а затем старе¬нию в интервале 450—6500С в течение 2 ч. Опреде¬ляли механические свойства образцов.

6, ф. Температурный коэффициент частоты ТКЧ оценивали по изменению частоты собственных продо¬льных колебаний образца при электромагнитном возбуждении на установке "Эластомат 1.024" (в интервале температур —40-+60 °С). Температурные коэффициенты модуля упругости и частоты связаны между собой зависимостью:

 = 2 - 

где  — ТКМУ;  — ТКЧ;  — температурный коэф¬фициент линейного расширения (ТКЛР). Количество стабилизированного аустенита после нагрева до разных температур определяли рентгеноструктурным методом в железном К-излучении. Для изучения структуры и морфологии образующихся при нагреве упрочняющих и интерметаллидных фаз, а также кристаллов аустенита использован электронно-мик¬роскопический метод исследования.

Исследовали влияние температуры старения на твердость сплавов и количество стабилизированной -фазы. Установлено (рис. 1), что твердость достига¬ет максимума после нагрева до 480-500 оС. При более высоких температурах наблюдается разупроч¬нение, связанное с образованием -фазы и укрупне¬нием выделившихся частиц интерметаллидов. Для получения в структуре исследованных сталей 40— 60 % стабилизированного аустенита, обеспечивающе¬го эффект элинварности, необходимо их подвергать выдержке при 525—650 оС в течение 1—2 ч. Следует отметить, что в структуре сплавов Н21ТМ и Н23Т2М содержится менее 40 % аустенита, что связано с меньшим количеством никеля (21 %) в сплаве Н21ТМ и с повышенным содержанием титана в спла¬ве Н23Т2М. Под действием титана в последнем спла¬ве происходит интенсивное обеднение твердого рас¬твора по никелю за счет выделения при старении никельсодержащего интерметаллида. Сплав Н25ТМ недостаточно упрочняется при старении, что обуслов¬лено низкой температурой a - у-превращения и малым содержанием титана. В связи с этим в даль¬нейшем исследование проводили на сплавах Н23ТМ и Н25Т2М, в которых соотношение степени упрочне¬ния и количества -фазы после старения оптимально.

Эффективным способом повышения прочности исследуемых сплавов является пластическая дефор¬мация.

Исследовали влияние холодной деформации про¬каткой, проводимой после закалки (т.е. в мартенситном состоянии), на твердость сплавов и количество в них -фазы после старения при температуре 550 оС, что на 40-50 оС выше Показано , что

существенное изменение твердости наблюдается после деформации со степенью об¬жатия 30 %. Дополнительное повышение твер¬дости состаренного мартенсита сплавов за счет прове¬дения предварительной деформации, по-видимому, обусловлено увеличением плотности дислокаций, протеканием деформационного старения и повыше¬нием дисперсности выделяющихся интерметаллидных фаз. Дальнейшее увеличение степени деформации до 50—70 % практически не вызывает дополнительного упрочнения сплавов при последующем старении. Из приведенных данных следует , что предвари¬тельная деформация способствует дополнительному повышению твердости, практически не оказывая влияния на количество стабилизированного аустени¬та и элинварные свойства.

Проводили электронно-микроскопическое исследо¬вание структуры сплава Н23ТМ после закалки и старения в двухфазной а -области. В закаленном состоянии кристаллы мартенсита имеют реечную форму ("псевдомартенсит"). После старения при 500 оС 1 ч (что свидетельствует максимуму прочнос¬ти) в структуре сплава наблюдается большое коли¬чество иглообразных частиц интерметаллидной фазы толщиной 5—10 и длиной 20—40 нм. Анализ микро-электронограмм показал, что выделившемуся интер-металлиду соответствует ГПУ-структура типа Т1 (а - 0,255 нм, c= 0,42 нм). Старение при более вы¬сокой температуре - 525 оС 1 ч (выше Ау на 15 'О приводит к укрупнению частиц упрочняющей фазы и образованию стабилизированного аустенита, распо¬ложенного в виде тонких протяженных пластин меж¬ду рейками мартенсита. На ранних стадиях образова¬ния -фазы толщина пластин составляет 10—20 нм. При увеличении температуры до 550—575 оС и вре¬мени выдержки до 2—3 ч размер кристаллов у-фазы в поперечнике возрастает до 50—200 нм, а ее объем¬ная доля составляет 40—55 %. Следует отметить, что кристаллы аустенита между реек мартенсита свобод¬ны от частиц интерметаллидной фазы.

На рис. 3 представлены результаты исследования влияния температуры старения на прочностные, упругие и элинварные свойства, а также на количес¬тво стабилизированного аустенита сплава Н23ТМ (предварительно закаленного и холоднодеформиро-ванного