Full Text

Введение Мартенситное превращение - это наиболее интересная ступень превращения аустенита в сталях и сплавах. В ходе процесса g-a-превращения кристаллы мартенсита связаны с аустенитным зерном по конкретным кристаллографическим плоскостям, и межфазная граница в этом случае никак не появляется. При данном фазовом превращении ориентированный и пакетный сдвиг атомов в кристаллической решетке аустенита протекает синхронно [1-4]. Для реализации мартенситного превращения прежде всего необходимо подвергнуть сплав быстрому и непрерывному охлаждению ниже точки начала g-a-превращения (Мн). Чем Мн ниже, тем выше вероятность появления кристаллов a-фазы. Количество возникшего мартенсита растет в результате появления новейших кристаллов, а не по итогам роста уже имеющихся. Температура окончания превращения обозначается как Мк, закономерности перестройки атомов при g-a-превращениях следуют из определенных кристаллогеометрических соотношений между решетками кристалла (структурами) g и a-фаз. В результате аустенитно-мартенситного превращения из одной ориентировки аустенитной фазы (зерна, монокристалла) может получиться 24 ориентировки мартенситной фазы [5]. Удельный объем a-фазы больше по сравнению с аустенитной. Категорически необходимо при изготовлении сталей и сплавов наблюдать за объемом возникшей a-фазы, так как увеличение количества мартенсита является причиной образования внутренних напряжений при проведении термообработки, эти напряжения, в свою очередь, способствуют возникновению деформации материала и образованию в нем трещин [6, 7]. Для наглядности отображения всех процессов фазовых g-a-превращений можно использовать три основных подхода: кристаллографический, термодинамический подходы и динамическую волновую теорию. Кристаллографический подход подразумевает все основные физические механизмы аустенитно-мартенситного превращения, например такие, как деформация элементарного объема аустенита, которая преобразует исходную решетку аустенита в решетку мартенсита [8-10]. Термодинамический подход объясняет, что в условиях переохлаждения не может произойти диффузионный распад аустенита на феррито-карбидную смесь, который приводит систему к абсолютному минимуму свободной энергии [11-14]. Динамическая волновая теория g-a-превращения базируется на концепции гетерогенного зарождения и управляемого волнового роста. Теория подразумевает, что превращение не начинается на границе зерна, а возникает на некотором расстоянии от нее, а именно в объеме зерна. Точка начала зарождения кристаллов a-фазы находится в зависимости от распространения по зерну упругих деформаций, которые вызваны наличием в нем дефектов - дислокаций. Имеющие минимальный размер зёрна, в которые не способны поместиться дислокации, в свою очередь, не будут поддерживать фазовое превращение [14-16]. Целью работы является исследование физико-механических свойств и температур фазовых превращений сплавов системы Fe - (30-36) % Ni. Методика исследований. Для изготовления образцов порошковых сплавов системы Fe-Ni были использованы порошки карбонильного железа марки ВМС-1, карбонильного никеля марки ПНК УТ-3. Порошки смешивались в течение 8 ч в смесителе со смещенной осью вращения. Заготовки прессовали в пресс-форме на гидравлическом прессе П-125 при давлении 600 МПа. Спекание образцов проводили в вакуумной электропечи СШВ-4.5.5/12-ИС1. Отжиг был проведен при t = 900 °С в течение 1 ч, также была проведена допрессовка образцов при 600 МПа, цикл повторялся дважды, окончательно спекали в средах вакуума и аргона при t = 1200 °С суммарно в течение 20 ч. Для выявления микроструктуры (аустенитного зерна и мартенситной фазы) использовали тепловое травление шлифов в среде вакуума при t = 1000 °С в течение 30 мин. Снимки микроструктуры получали с оптического микроскопа Axiovert и аналитического автоэмиссионного растрового электронного микроскопа ULTRA 55/60 Carl Zаiss с разрешением 1 нм, оснащенного спектральным анализатором INCA[2]. Микротвердость аустенитной и мартенситной фаз измеряли с помощью ПМТ-3 при нагрузке 0,5 Н в соответствии с ГОСТ 9450-76, погрешность измерений была не более 10 %. Размеры зерен считали по методу измерения длин хорд по ГОСТ 5639-82 на снимках микроструктуры шлифа при увеличении 200 крат, а также с использованием специализированного ПО (Gwydion SoftWare). Рентгенофазовый анализ образцов порошковых сплавов был получен с дифрактометра Shimazu XRD 6000, в KaCu-излучении. Расшифровка дифрактограмм проводилась с использованием картотеки ICDD PDF-2. Твердость порошковых сплавов после спекания измеряли с помощью метода Бринелля[3]. Предел прочности и модуль Юнга определяли на установке INSTRON 5885[4]. Ударную вязкость определяли на маятниковом копре (ГОСТ 9454-78) при комнатной и отрицательной (-190 °С) температурах. Магнитометрическим методом исследованы фазовые g-a-превращения в порошковых сплавах системы Fe - (30-36) % Ni. Образцы сплавов после спекания были намагничены в нарастающем магнитном поле: от 0 до 5 кЭ, при комнатной температуре, после чего образцы сплавов подвергались переохлаждению до 5 К в поле с напряженностью 5 кЭ. Намагниченность образцов возрастала до 113-189 emu/g из-за появления дополнительной намагниченности a-фазы, которая, в свою очередь, образовалась в результате переохлаждении сплавов. Результаты эксперимента Рентгенофазовым анализом установлено, что во всех сплавах после спекания была сформирована аустенитная структура. Зеренная структура спеченных сплавов Fe - 30 % Ni и Fe - 36 % Ni показана на рис. 1, а, б. Структура характеризуется разнозернистостью, в ней видны поры, в зернах присутствуют двойники, что свидетельствует о наличии аустенита. Гистограммы распределения зерен по размеру показаны на рис. 1, в, г. а б в г Рис. 1. Снимки структуры сплавов Fe - 30 % Ni (а) и Fe - 36 % Ni (б) соответственно и гистограммы распределения зерен по размеру в сплавах Fe - 30 % Ni (в) и Fe - 36 % Ni (г) соответственно После спекания образцов порошковых сплавов системы Fe - (30-36 %) Ni остаточная пористость образцов составляла 2-6 % (табл. 1). Размеры зерен в железо-никелевых сплавах незначительно возрастали при увеличении концентрации никеля: от 30 до 50 мкм. Установлено, что увеличение содержания никеля в сплавах способствует повышению ударной вязкости - от 807 до 880 кДж/м2. Микротвердость аустенита после спекания была 1450-1714 МПа, пропорционально содержанию никеля. Таблица 1 Физико-механические свойства и размер зерна образцов Fe - (30- 36) % Ni после спекания Номер образца Содержание Ni, % Микротвердость аустенита, МПа П, % Ударная вязкозсть, кДж/м2 Средний размер зерна, мкм 2 30,20 1610 5 807 33 ± 1,5 4 30,50 1450 4 810 45 ± 15 6 31,93 1452 2 817 39,5 ± 13,5 8 31,63 1668 4 815 41,5 ± 13 20 33,10 1478 5 829 39 ± 9 30 34,30 1714 6 868 45 ± 16,5 38 36,33 1620 6 880 52 ± 16 После охлаждения сплавов до -190 °С (охлаждение в жидком азоте) в железоникелевых образцах с содержанием Ni от 33 до 36 % распад аустенита был в незначительных количествах (2-15 %, табл. 2), в структуре после охлаждения различимы две фазы - аустенит и игольчатый мартенсит (рис. 2). После переохлаждения образцов была измерена микротвердость аустенитной фазы, которая составляла 1880-2370 МПа, а также возникшей мартенситной фазы - 2370-3810 МПа (см. табл. 2) в зависимости от содержания никеля. Испытания ударной вязкости сплавов при -190 °С показали увеличение данной прочностной характеристики до 350 кДж/м2 при увеличении содержания никеля от 30 до 36 % (рис. 3). Таблица 2 Фазовый состав образцов после охлаждения порошковой системы Fe - (30,2-36,3) % Ni Номер образца Ni, % g-фаза, % a-фаза, % Микротвердость после охлаждения, МПа А А 4 30,20 8 92 2110 2370 8 31,63 30 70 1880 2440 6 31,93 15 85 1940 2600 20 33,10 85 15 2230 2800 38 35,88 97 3 2300 3580 28 36,33 98 2 2370 3810 а б в г Рис. 2. Снимки структуры сплавов Fe - 30,296 % Ni (а) и Fe - 36,33 % Ni (б) после охлаждения и гистограммы распределения зерен аустенита по размеру в сплавах Fe - 30,296 % Ni (в) и Fe - 36,33 % Ni (г) Рис. 3. Зависимость ударной вязкости образцов системы Fe - (30-36) % Ni от содержания Ni при -190 °С Твердость незначительно уменьшалась при увеличении содержания никеля. Очевидно, влияние на понижение твердости оказало повышение пористости (рис. 4). Рис. 4. Зависимость твердости образцов системы Fe - (30-36) % Ni от содержании Ni Микротвердость сплавов увеличивалась пропорционально концентрации никеля (рис. 5). Модуль Юнга железоникелевых сплавов при увеличении содержания никеля от 30 до 36 % возрастал с 4700 до 5500 МПа (рис. 6), показатель предела прочности снижался к увеличению концентрации никеля, предел текучести увеличивался с повышением содержания Ni (рис. 7). Рис. 5. Зависимость микротвердости образцов системы Fe - (30-36) % Ni от содержания Ni Рис. 6. Зависимость модуля Юнга Е образцов системы Fe - (30-36) % Ni от изменения содержания Ni в сплавах Рис. 7. Графики предела прочности и предела текучести образцов порошковой системы: Fe - (30-36) % Ni в зависимости от концентрации никеля В сплавах Fe - (30-36) % Ni магнитометрическим методом были определены температуры начала и окончания g-a-превращения (табл. 3, рис. 8). Таблица 3 Температуры начала Т2 и окончания Т1 аустенитно-мартенситного превращения Ni, вес. % Т1, К Т2, К Мst, emu/g Мfin, emu/g dкр, мкм 30,3 58,2 169,2 43,1 189,5 1 31,85 70,2 142 70,2 185,7 - 31,93 55,2 173,3 71,6 185,4 3,5 34,35 109,2 111 113,8 177,9 - 36,33 134,2 135,5 148,3 170,4 - Рис. 8. Температура начала (верхний график) и конца (нижний график) аустенитно-мартенситного превращения в сплавах Fe - (30,2-36,3) % Ni Превращение в сплавах с 30,30-31,93 % никеля происходит в широком интервале температур (70-120°), а в сплавах с 34,35-36,33 % никеля - в узком (1-2°) (см. рис. 8). Это связано с тем, что в сплавах с повышенным содержание никеля превращение произошло в зернах узкого размерного диапазона (1-30 мкм), а в сплавах с пониженным содержанием превращение испытали зерна с размерами от 1 до 60 мкм; вероятно, каждому размерному диапазону соответствует определенная температура фазового превращения, что согласуется с динамической волновой теорией аустнитно-мартенситного превращения. В процессе охлаждении образцов до 5 К в поле с напряженностью 5 кЭ возрастало значение намагниченности до 113-183 emu/g (рис. 9, 10) ввиду того, что возникала дополнительная намагниченность от появления мартенсита, возникшего при переохлаждении сплава. а б Рис. 9. Графики намагниченности сплава от температуры (а) и полевая зависимость намагниченности при постоянной Т = 300 К (б) образца Fe - 30,29 % Ni а б Рис. 10. Графики намагниченности сплава от температуры (а) и полевая зависимость намагниченности при постоянной Т = 300 К (б) образца Fe - 36,33 % Ni При представленных гистограммах распределения зерен по размерам (с максимальными значениями размеров зерен до 100 мкм) установлено, что для сплавов Fe-Ni c концентрациями 30,3 и 31,93 % критический размер Dс близок к 1 и 3,5 мкм соответственно. Переход к концентрациям 34,35 и 35,33 % не сопровождается появлением значимого количества мартенсита, повышение концентрации никеля ведет к повышению температуры начала превращения и понижению температуры окончания превращения. Параметр Dc не является постоянной величиной в рамках микроскопической теории. При приближении к 34 % никеля Dc стремится к бесконечности, а точка начала Мst стремится к нулю, и какой бы ни был монокристалл - превращение не идет. После включения сильного магнитного поля Dc значительно уменьшается - превращение идет, температура Мst увеличилась - появилось превращение, которого не было изначально. Это показывает, что уже концентрация 34,35 % находится в окрестности критического значения С*, причем значения Dс (в соответствии с известными гистограммами) оказываются не менее 90 мкм. Этот результат носит принципиальный характер и согласуется с выводами динамической теории мартенситных превращений. Другое следствие: теория предсказывает возможность резкого уменьшения критического размера зерна аустенита в сильном (сотни кЭ) магнитном поле Н для областей критических значений концентраций C*. Заключение При исследовании порошковой системы сплавов Fe - (30-36) % Ni установлено, что при повышении концентрации никеля наблюдается понижение твердости до 20 %, а значения предела текучести и модуля продольной упругости (Юнга) возрастают до 20 %. Микротвердость аустенита и мартенсита после охлаждения их в жидком азоте повышалась с увеличением концентрации никеля. Испытания на маятниковом копре сплавов при отрицательных температурах (-190 °С) показали повышение ударной вязкости до 350 кДж/м2 при увеличении содержания Ni с 30,2 до 36,3 %. При понижении концентрации никеля обнаружено увеличение температурного интервала аустенитно-мартенситного превращения, связанное с широким значением диаметра зерна, и зависимость температуры фазового γ-a-превращения от критического размера зерна, что укладывается в рамки динамической волновой теории превращения.

About the authors

S. A Oglezneva

Perm National Research Polytechnic University

K. L Saenkov

Perm National Research Polytechnic University

L. M Grevnov

Perm National Research Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 43

PDF (Russian) - 41

Refbacks

• There are currently no refbacks.