Полный текст

Введение Сплавы на железоникелевой основе исследованы во многих работах, высокотемпературная область диаграммы этих сплавов достаточно изучена, однако нет полной картины строения данных сплавов при низких температурах: при высоких температурах система на железоникелевой основе характеризуется существованием непрерывного ряда твердых растворов между (γ-Fe) И (Ni), а интервал между температурами ликвидуса и солидуса составляет всего лишь от 5 до 10 °С [1-3]. Мартенситное превращение характеризуется смещением атомов, при этом, не превышая межатомное расстояние, атомы сохраняют взаимное соседство. Данный процесс приводит к макроскопическому сдвигу, который подразумевает микрорельеф игольчатого типа на поверхности шлифа. В ходе этого превращения мартенситные кристаллы сопряжены с аустенитом по определенным кристаллографическим плоскостям и межфазная граница не образуется. При a-g-превращении происходит одновременный и направленный групповой сдвиг атомов в решетке аустенита [4]. При низких температурах диффузионный переход атомов из кристалла аустенита в мартенсит невозможен. Дальнейший процесс превращения происходит в результате образования кристаллов мартенсита. Для того чтобы протекало мартенситное превращение, необходимо быстро и непрерывно охлаждать сплав ниже температуры начала мартенситного превращения (Мн). Чем температура начала превращения ниже, тем больше образуется кристаллов мартенсита. Количество образовавшегося мартенсита возрастает в результате образования новых кристаллов, а не вследствие роста уже возникших. Температуру окончания превращения обозначают как Мк. Положение точек начала и конца превращения от скорости охлаждения не зависит, а обусловлено лишь химическим составом аустенита. Чем больше в аустените углерода, тем ниже температура точек Мн и Мк. Все легирующие элементы, за исключением кобальта и алюминия, понижают эти температуры [5]. Мартенсит, по сравнению с другими структурными составляющими сплава, и особенно с аустенитом, имеет наибольший удельный объем. Важным моментом при изготовлении сплавов является слежение за объемом образовавшегося мартенсита, так как его увеличение является причиной возникновения при закалке больших внутренних напряжений, вызывающих деформацию изделия и впоследствии появление трещин [6]. Для описания всех процессов мартенситных превращений (МП) используют кристаллографический, термодинамический подходы и динамическую теорию. Кристаллографический подход учитывает основные физические механизмы a-γ-превращения - деформация элементарного объема аустенита преобразует исходную решетку в решетку мартенсита [7-10]. Термодинамический подход: в условиях большого переохлаждения не может произойти диффузионный распад аустенита на ферритокарбидную смесь, приводящий систему к абсолютному минимуму свободной энергии, и аустенит бездиффузионным способом превращается в мартенсит, что приводит систему к относительному минимуму свободной энергии [2, 11, 12]. Динамическая теория опирается на концепцию гетерогенного зарождения и управляемого волнового роста. В динамической теории превращение начинается не на границе зерна, а на некотором от нее удалении, т.е. в его объеме. Координата начала зарождения кристалла мартенсита зависит от распространения по зерну упругих деформаций, вызванных наличием дислокаций. Обладающие минимальным размером зёрна, в которые не способен поместиться линейный дефект кристаллического строения, не будут поддерживать превращение [13-15]. Целью работы является исследование влияния размера зерна и содержания компонентов сплава на температуру фазового превращения в системах Fe-Ni-Cr и Fe-Ni-C. Методика исследований Для получения образцов использовались порошки железа карбонильного (ВМ), никеля карбонильного (ПНК УТ-3) и хрома ПХ1-м. Смешивание порошков производили в смесителе со смещенной осью вращения в течение 4 ч. Прессование порошков заданных составов производилось в пресс-форме при давлении 600 МПа. Спекание и расплавление образцов производили в вакуумной электропечи СШВ-4.5.5/12-ИС1. Отжиг проводили при t = 900 ºС в течение 1 ч с последующей допрессовкой (для повышения физических и механических свойств, увеличения точности размеров) при 600 МПа; спекание при t = 1200 ºС в течение 19 ч. Часть образцов были расплавлены в атмосфере аргона при t = 1555 ºС в течение 40 мин. Микроструктуру исследовали на оптическом микроскопе Axiovert и аналитическом автоэмиссионном растровом электронном микроскопе ULTRA 55/60 Carl Zаiss с разрешением 1 нм, оснащенном спектральным анализатором INCA. Для выявления аустенитного зерна использовали вакуумное травление шлифов при t = 1000 °С в течение 30 мин. Для выявления микроструктуры сплавов был использован 4%-ный раствор HNO3. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0,5 Н в соответствии с ГОСТ 9450-76, погрешность измерений - 10 %. Измерение размера зерна выполняли по методу измерения длин хорд по ГОСТ 5639-82 на фотографиях шлифа при увеличении ´200. Рентгенофазовый анализ образцов сталей проведен на дифрактометре Shimazu XRD 6000 в излучении K-a-Cu, расшифровка дифрактограмм проводилась с использованием картотеки ICDD PDF-2. Твердость измеряли по методу Бринелля (после спекания) и Роквелла HRB (после переохлаждения) по ГОСТ 9013-59. Температуру аустенитно-мартенситного превращения измеряли магнитометрическим методом по изменению магнитного момента сплава. Использовалась магнитометрическая установка MPMS-XL-5 фирмы Quantum Design (США) для измерения магнитных характеристик в полях до 50 кЭ и при температурах от 1,8 до 400 К. Диапазон измерения магнитного момента 10-8-300 Гс·см3. Сначала снималась кривая намагниченности при комнатной температуре, чтобы привести образец в однодоменное состояние. По ходу кривой определяли тенденцию к насыщению за счет сдвига температуры начала превращения (Ms) в поле. Фиксировалась частота 5 кГц. Снималась кривая охлаждения, демонстрирующая увеличение намагниченности при снижении температуры. Далее снималась кривая зависимости намагниченности от температуры при нагреве. После измерялась температура Mf - температура, при которой графики охлаждения и нагрева начинают расходиться. Результаты эксперимента Магнитометрическим методом исследованы превращения в сплавах Fe - 31 % Ni - (0,13-0,21) % C на основе карбонильных порошков. Сначала образцы сплавов были намагничены в нарастающем от нуля до 5 кЭ магнитном поле при комнатной температуре, затем образцы сплавов охлаждались до 4 К в поле с напряженностью 5 кЭ, при этом значение намагниченности возрастало до 110-160 Гс·см3/г ввиду того, что появлялась дополнительная намагниченность от мартенсита, образовавшегося при переохлаждении сплава. Микротвердость аустенита после охлаждения была 1530-2770 МПа, мартенсита - 1700-4740 МПа в зависимости от содержания углерода (табл. 1) [16]. Таблица 1 Микротвердость фаз сплава Fe - 31 % Ni - 0,13 % C Количество углерода Микротвердость, МПа Мартенсит Аустенит 0 1700-1790 1530-1550 0,13 3580-3600 1650-1830 0,19 3740-3980 1590-1790 0,21 3290-4740 2050-2770 При исследовании структурно-фазового состава сплавов Fe - 31 % Ni - 0,2 % С установлено, что особенностью фазового превращения в данных сплавах является длительность превращения в довольно широком интервале температур (несколько десятков градусов) (рис. 1). Количество образовавшегося мартенсита в сплавах, содержащих углерод, было невелико - от 30 до 14 % (рис. 2). Рис. 1. Температуры аустенитно-мартенситного превращения в сплавах Fe - 31 % Ni в зависимости от концентрации легирующих элементов - углерода или хрома, где t1(С) и t2(С) температуры начала и конца превращения в сплавах с углеродом, tk(Cr) - в сплавах с хромом Рис. 2. Количество мартенсита после охлаждения сплавов Fe - 31 % Ni в зависимости от концентрации легирующих элементов: углерода - tk(С) или хрома - tk(Cr) В железо-никель-хромовых сплавах (Fe - 31 % Ni - (1,3-1,8) % Cr) микротвердость аустенитно-мартенситных комплексов составила 1100-1350 МПа, мартенсита - 1700-1850 МПа, что значительно меньше, чем в сплавах с углеродистым мартенситом (табл. 2). Таблица 2 Микротвердость в образцах системы Fe - 31 % Ni - (1,3-1,8) % Cr Содержание Cr, % Содержание Ni, % Микротвердость, МПа Аустенит Мартенсит 0,262 31,694 1250 1697 1,272 31,245 1350 1823 1,307 29,065 1270 1700 1,311 30,180 1290 1857 1,346 30,251 1103 1727 1,767 30,156 1337 1827 1,827 29,958 1283 1610 1,924 30,229 1243 1630 Количество мартенсита после охлаждения было значительно больше, чем в углеродистых сплавах, и достигало 60 % (при низком содержании хрома) (рис. 3); минимальный размер зерна мартенсита для сплавов с 1,3 % хрома составил 5 мкм, для сплавов с 1,8 % хрома - 10 мкм (рис. 4), а температурный интервал превращения был очень узкий и составлял для всех систем несколько градусов (рис. 5). Рис. 3. Зеренная структура сплава Fe - 31 % Ni - 1,8 % Cr Рис. 4. Гистограммы распределения зерен мартенсита по размерам в сплаве Fe - 31 % Ni - 1,8 % Cr после охлаждения а б Рис. 5. Зависимость намагниченности сплава Fe - 31 % Ni - 1,3 % Cr от температуры В обоих составах сплавов при равных концентрациях хрома наблюдали одинаковую тенденцию к снижению температуры фазового превращения при уменьшении размера зерна (рис. 6). Температуры фазовых превращений в железоникелевых сплавах, легированных хромом, были выше, чем в сплавах, легированных углеродом. Рис. 6. Температуры аустенитно-мартенситного превращения в сплавах Fe - 31 % Ni - (1,3-1,8) % Cr в зависимости от минимального размера зерна мартенсита в сплавах Еще одной особенностью распада аустенита в железо-никель-хромовых сплавах было обнаружение высоко- и низкотемпературного мартенсита (рис. 7), образующихся при повторных циклах нагрева-охлаждения. Причины могут быть связаны, например, с ростом мартенситных кристаллов или образованием мартенсита деформации. Рис. 7. Зависимость намагниченности сплава Fe - 31 % Ni - (1,3-1,8) % Cr после дополнительных циклов охлаждения Влияние размера зерна на фазовое превращение показывает, что наличие большого количества дефектов структуры (в виде границ зерен) с классической точки зрения ускоряют процесс превращения; с точки зрения динамической волновой теории уменьшение размера зерна ввиду уменьшения вероятности нахождения дефекта структуры внутри зерна должно тормозить превращение. Заключение В сплавах системы Fe - 31 % Ni - (0,13-0,21) % С установлено, что влияние углерода на фазовое превращение согласуется с классическими представлениями (повышение содержания углерода в никелевых сталях повышает устойчивость аустенита) и не противоречит динамической волновой теории, поскольку зеренная структура порошковых сплавов очень неоднородна, то существуют зерна с критическим размером, в которых превращение не произошло. В системе Fe - 31 % Ni - (1,3-1,8) % Cr выявлено, что хром повышает устойчивость аустенита в сплаве, увеличивались твердость и прочность при повышении концентрации хрома. При исследовании влияния добавления к железоникелевому сплаву металлов установлено, что с увеличением содержания хрома зерна измельчаются, что также приводит к торможению α-g-превращения и укладывается в рамки динамической волновой теории превращений. С увеличением содержания хрома с 1,3 до 1,8 % температура аустенитно-мартенситного превращения снижается почти на 100 К, а доля образовавшегося мартенсита уменьшается в два раза. Температуры фазовых превращений в железоникелевых сплавах, легированных хромом, были выше, чем в сплавах, легированных углеродом.

Об авторах

С. А Оглезнева

Пермский национальный исследовательский политехнический университет

Email: svetlana.iron@yandex.ru

К. Л Саенков

Пермский национальный исследовательский политехнический университет

Email: severskl@mail.ru

Список литературы

Статистика

Просмотры

Аннотация - 60

PDF (Russian) - 31

Ссылки

• Ссылки не определены.