2020-01-14
82
С целью упрочнения сплавов системы Fe — Ni — С путем термической обработки их легировали ванадием. Изученные сплавы на основе железа содержали 28-38 % Ni; 0,2 - 1,0 % С; 0,3 - 2,0 % V. На первом этапе работы изучали атомно-структурные превращения и процессы распада методами ЯГР, рентгеновским, электронной и оптической микроскопии.
Мессбауэровские спектры сплавов Fe — Ni — С с добавками карбидообразующих элементов имеют вид хорошо разрешенного сверхтонкого магнитного расщепления с уширенными и асимметричными крайними пиками. Анализ кривых Р(Н) для этих сплавов про водили так же, как и для сплавов Fe — Ni — С. Методом ЯГР изучали процессы перераспределения атомов при нагреве закаленных сплавов Fe — Ni — С—V (см. рис. 3.1). Установлено, в частности, что для сплавов Fe — (28 - 38) % Ni — (0,1 - 0,9) % С — (0,3 - 2,0) % V процессы атомно-структурных превращений протекают следующим образом. Наибольшая их активность отмечается при температурах нагрева выше 500 - 600 °С. При этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окружении повышенное число атомов никеля, и стремятся попасть в области с большим содержанием железа. Часть атомов железа формирует вместе с углеродом конфигурации, близкие к цементиту FезС, для которых величина сверхтонкого магнитного слоя составляет около 220 кЭ. Следует отметить (см. рис. 3), что для сплавов Fе — Ni — V температуры, при которых наблюдаются процессы атомного перераспределения (> 550 °С), почти на 150 °С выше, чем для сплавов, не содержащих ванадия (~ 400 °С).
Мессбауэровский метод регистрирует в основном процессы, связанные с изменением локального окружения атомов железа. Для выявления других возможных процессов проводили исследования с использованием рентгеновского метода электронной и оптической микроскопии. Рентгеновским методом определяли величину периода решетки, а также ширину рентгеновских линий (222)т для сплавов Fе — Ni — С —V после закалки и последующего отжига при разных температурах (до 800 °С). Заметное изменение периода решетки (от 0,3615 до 0,3597 нм) отмечается в интервале 550 -700 °С (рис. 4.1).
Уменьшение периода решетки при нагреве связано с протеканием процессов перераспределения атомов, приводящих к уменьшению содержания углерода в решетке твердого раствора γ и к образованию карбида ванадия VС. На его образование указывают данные электронно-микроскопического и металлографического исследований. Для сплавов Fе — Ni — С — V характерна равномерность выделения карбидов по всему объему зерна, особенно при низких температурах, и только при высоких температурах (выше 650 °С) начинается преимущественное выделение частиц карбидов по границам зерен.
Сопоставление результатов исследований, полученных разными методами, позволило установить общую картину атомно-структурных превращений при нагреве аустенитных сплавов Ре — № — С — V. На ранних стадиях старения (ниже 600 °С) происходит перегруппировка атомов, при этом атомы углерода уходят от атомов железа, имеющих в своем окружении повышенное число атомов никеля. Часть атомов углерода и железа, имеющих в ближайшем окружении пониженное число атомов никеля, образуют атомные конфигурации, близкие к цементиту FезС. Другая часть атомов углерода вместе с атомами ванадия образуют выделения карбида ванадия (VС). Образование карбидных частиц наиболее активно протекает при 600 - 650 °С и заканчивается при 700 -800 °С. Важная отличительная особенность ванадийсодержащих сплавов системы Fе — Ni — С заключается в том, что при нагреве в диапазоне от 300 до 900 °С не регистрируются процессы выделения графита, несмотря на большое содержание углерода(~ 0,7 - 0,9 %).
Процессы перераспределения атомов при нагреве сплавов Fе — Ni — С — V обусловливают изменение физико-механических свойств. В частности, вели чина ТКЛР при нагреве сплавов ниже 550 °С возрастает на ~ (0,5 - 0,7) ■ 10~6 К1; при 600 - 800 °С уменьшается на (1 - 1,2) • 10-6 К -1 и при дальнейшем повышении температуры уже почти не меняется. Наиболее замет но уменьшение ТКЛР сплавов Fе — Ni — С — V в области температур наиболее активного протекания процессов перераспределения атомов, приводящих к обед нению твердого раствора атомами углерода и ванадия, в отличие от тройных сплавов Fе — Ni— С, у которых в результате ухода атомов углерода из твердого раствора ТКЛР увеличивается на ~ 1 • 10-6 К -1. Это обусловлено тем, что уменьшение содержания ванадия в твердом растворе приводит к уменьшению ТКЛР в боль шей мере, чем уменьшение содержания углерода в эквиатомном отношении увеличивает его.
Процессы изменения атомно-кристаллической структуры при нагреве сплавов Fе — Ni — С — V при водят к изменению механических свойств (рис.4.2). Наибольший прирост прочностных свойств отмечается при нагреве в области температур 550 - 700 °С, когда наиболее активно протекают процессы атомного пере распределения и выделения мелкодисперсных фаз FезС и VC. Повышение более чем вдвое уровня значений прочностных свойств после нагрева до 600 - 650 °С сопровождается лишь незначительным изменением величины ТКЛР — не более чем на (0,5 - 1,0) • 1(Н К-1 (см. рис. 4.2).
Результаты проведенных исследований показывают, что у сплавов системы Fe — Ni — С с добавками ванадия могут быть получены весьма высокие значения механических свойств (σ02 — до 1000 МПа, σв — до 1300 МПа) при сохранении низких значений ТКЛР (< 2 • 10-6 К-1). Эти сплавы, кроме этого, обладают хорошей морозостойкостью (температура начала мартенситного превращения у них ниже -196 °С). По уровню прочностных свойств сплавы в 2 - 4 раза превосходят сплавы инварного класса (типа 36Н), выпускаемые промышленностью в настоящее время.
