Атомно-кристаллическая структура сплавов системы Fe-Ni-C

Методом ЯГР изучали тонкую магнитную и атомную структуры сплавов, содержавших 28 - 35 % Ni и 0,1 - 1,0 % С в аустенитном состоянии. Оказалось, что с увеличением содержания углерода средняя вели чина сверхтонкого магнитного поля на ядрах ⁵⁷Ре воз растает, происходит также уширение линий сверхтонкого расщепления вследствие флуктуации сверхтонко го магнитного поля около средней величины.

Результаты мессбауэровских исследований сплавов свидетельствуют об их магнитной негомогенности в закаленном состоянии. При этом имеется несколько типов локальных атомных конфигураций железа, которым соответствуют разные значения сверхтонких магнитных полей. С увеличением концентрации никеля и углерода магнитная негомогенность усиливается.

Детальный анализ кривых распределения сверх тонких полей Р(Н) позволяет выявить пять наиболее вероятных значений H_cв(рис. 3.1). В частности, для сплава 70НЗЗ они близки к 17,5; 19,1; 20,7; 23,1 и 25,5 МА/м. Формирование таких полей обусловлено образованием локальных конфигураций железа, имеющих в своем окружении разное число атомов никеля и углерода. Атомы железа, находящиеся в таких конфигурациях, имеют разные магнитные моменты. Конфигурации со сверхтонким полем 17,5 МА/м могут быть связаны с атомами железа, находящимися в окружениях, близких к окружению атомов железа в цементите. Конфигурации с полем 20,7 МА/м связаны с атомами железа, не имеющими в ближайшем окружении атомов угле рода, а окруженными только никелем. Наконец, кон фигурации с полями 23,1 и 25,5 МА/м могут быть связаны с атомами железа, находящимися в окружении как никеля, так и углерода, причем с разным числом атомов никеля и углерода в них.

Анализ кривых распределения Р(Н) при нагреве закаленных сплавов позволяет сделать следующее заключение о характере протекающих процессов атомного перераспределения. Наиболее активно они протека ют при 450 - 600 °С. При этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окружении повышенное число атомов никеля, т.е. из окружений, которым отвечают значения сверхтонких магнитных полей 23,1 и 25,5 МА/м. Часть углерода занимает такие конфигурации, в которых атомы железа не имеют в своем ближайшем окружении атомов никеля или имеют небольшое их число. При этом формируются конфигурации, близкие к цементиту FезС, для которых величина сверх тонкого магнитного поля составляет 16,7 - 17,5 МА/м. Соответственно возрастает доля атомов железа, находящихся в окружениях, близких по составу к твердому раствору железа и никеля и не содержащих атомов углерода (H_св = 20,7 МА/м). Наконец, после нагрева при 700 °С твердый раствор состоит преимущественно из двух типов областей, которым соответствуют сверхтон кие поля 17,5 и 20,7 МА/м. Наряду с процессами пере распределения атомов углерода при температурах, близких к 500 °С, протекают процессы установления ближнего порядка атомов железа и никеля.

С целью оценки концентрации углерода в твердом растворе рентгеновским методом определяли изменение периода решетки в зависимости от* содержания никеля и углерода, а также от температуры нагрева закаленных сплавов.

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 — Ni и 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 — Ni и Fe —Ni — С (прокаткой, шлифовкой, точением, ковкой и др.) наблюдаются уменьшение ТКЛР и повышение температуры перегиба Т_П. 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, — σ_в 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.