Формирование структуры и свойств при термической обработке высокопрочных инваров системы Fe-Ni-C, легированных кобальтом, ванадием и молибденом Чукин Дмитрий Михайлович

Содержание к диссертации

Введение

ГЛАВА 1. Анализ структурообразования и свойств инварных сплавов 10

1.1 Характеристика инварных сплавов и их применение в технике 10

1.2 Влияние химических элементов на структуру и свойства инваров 17

1.3 Упрочняющая термическая обработка инварных сплавов 21

1.4 Постановка цели и задач исследования 27

ГЛАВА 2. Материалы и методика исследования

2.1 Материалы исследования и методика обработки 30

2.2 Методика физического моделирования термической обработки 31

2.3 Методика дилатометрического анализа и определения температурного коэффициента линейного расширения 32

2.4 Методика светового микроскопического анализа 33

2.5 Методика сканирующего электронно-микроскопического и микро-рентгеноспектрального анализов 34

2.6 Методика количественного анализа 34

2.7 Методика рентгеноструктурного анализа 35

2.8 Методика измерения твердости 35

2.9 Методика определения механических свойств при испытаниях на растяжение 36

ГЛАВА 3. Структура и механические свойства инварных сплавов в горячекатаном и закаленном состояниях 37

3.1 Результаты металлографического анализа структуры инварных сплавов в горячекатаном состоянии и их обсуждение... 37

3.2 Результаты металлографического анализа закаленной структуры исследуемых инварных сплавов и их обсуждение 50

Выводы по главе 3

ГЛАВА 4. Структурные изменения и механические свойства при старении закаленных инварных сплавов 60

4.1 Результаты исследования микроструктуры и механических свойств после старения сплава 32НФ и их обсуждение 60

4.2 Результаты исследования микроструктуры и механических свойств после старения сплава 34НФМ и их обсуждение 70

4.3 Результаты исследования микроструктуры и механических свойств после старения сплава 32НФК и их обсуждение 77 Выводы по главе 4 84

ГЛАВА 5. Особенности теплового расширения высокопрочных инварных сплавов 85

5.1 Результаты дилатометричского исследования инварных сплавов при закалке 85

5.2 Результаты дилатометричского исследования инварных сплавов при старении 90

5.3 Влияние стабилизирующей термической обработки 95 Выводы по главе 5 100

Заключение 102

Библиографический список

• Влияние химических элементов на структуру и свойства инваров
• Методика дилатометрического анализа и определения температурного коэффициента линейного расширения
• Результаты металлографического анализа закаленной структуры исследуемых инварных сплавов и их обсуждение
• Результаты исследования микроструктуры и механических свойств после старения сплава 34НФМ и их обсуждение

Введение к работе

Актуальность темы исследования. Инварные сплавы активно используются в различных областях техники и приборостроения. Низкое значение температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР), механические, технологические и антикоррозионные свойства позволили применять инварные сплавы как конструкционный материал для деталей приборов, от которых требуется постоянство размеров при изменении температуры в условиях эксплуатации. Между тем современные наукоемкие отрасли промышленности нуждаются в инварных сплавах с повышенными прочностными характеристиками. Классические инвары, которые используются для изготовления изделий в авиационно-космической отрасли, деталей лазерной, измерительной и метрологической техники не обладают необходимыми прочностными свойствами даже после упрочняющих обработок.

В последнее время были созданы новые высокопрочные инварные сплавы с минимальными значениями ТКЛР на основе системы Fe-Ni с введением в них углерода, кобальта и легированием карбидообразующими элементами, обеспечивающими упрочнение за счет выделения карбидных фаз. Исследования, направленные на разработку промышленных технологий производства заготовок из таких инновационных высокопрочных ин-варных сплавов, в течение ряда лет проводились учеными ФГБОУ ВО «МГТУ им. Г.И. Носова» совместно со специалистами ПАО «Мотовили-хинские заводы». В соответствии с техническими условиями временное сопротивление сплавов должно быть не менее 800 Н/мм², а ТКЛР в интервале температур от 20 до 150 С должен находиться в диапазоне от 0,5 до 310^-6 К^-1.

До последнего времени в литературе имеются лишь отдельные разрозненные данные по влиянию термической обработки на величину ТКЛР и механические свойства высокопрочных инварных сплавов с низким коэффициентом термического расширения. Поэтому исследование особенностей протекания структурных изменений при термической обработке и их влияние на свойства инварных сплавов, обеспечивающие улучшенные эксплуатационные характеристики, удовлетворяющие потребностям наукоемких отраслей промышленности в современных материалах специального назначения, является актуальной задачей.

Актуальность работы также подтверждается ее соответствием тематике комплексного проекта по созданию высокотехнологичного производства, выполняемого с участием российского высшего учебного заведения (договор № 02.G25.31.0040).

Целью работы является определение режимов термической обработки для повышения прочности при сохранении низких значений ТКЛР инварных сплавов системы Fe-Ni-С, легированных кобальтом, ванадием и

молибденом.

Для достижения указанной цели были поставлены и решены следующие основные задачи:

1. Исследовать закономерности влияния температуры нагрева под закалку и охлаждающей среды на структурные особенности и механические свойства инварных сплавов системы Fe-Ni-C, легированных кобальтом, молибденом и ванадием.

2. Выявить влияние режимов термической обработки при нагреве закаленных инварных сплавов на их структуру и механические свойства.

3. Установить особенности теплового расширения и характер изменения ТКЛР в высокопрочных инварных сплавах при термическом воздействии.

4. Дать рекомендации по режимам термической обработки инвар-ных сплавов для обеспечения временного сопротивления _в 800 Н/мм², твердости 250 HV и ТКЛР в низком диапазоне ( 310^-6 К^-1).

Научная новизна:

5. Экспериментально получены качественные и количественные закономерности структурообразования и формирования свойств, характеризующие влияние режимов закалки и последующего старения на прочностные свойства новых инварных сплавов 32НФ, 34НФМ и 32НФК с улучшенными эксплуатационными свойствами, не уступающими мировым аналогам.

6. Установлены режимы термической обработки, заключающиеся в закалке от 1250 С в воду с последующим старением при 650-700 С в течение 1 ч, обеспечивающие высокие прочностные характеристики (твердость 250-400 HV, временное сопротивление 800-1150 Н/мм², предел текучести 720-1030 Н/мм²) за счет дисперсионного твердения с выделением стойких карбидов ванадия.

7. Выявлен характер изменения ТКЛР и его стабильность при термическом воздействии, доказывающие, что рекомендуемые режимы упрочняющей термической обработки инварных сплавов 32НФ, 34НФМ и 32НФК обеспечивают низкие значения ТКЛР ( 310^-6 К^-1) и их стабильность только после специальной термической обработки.

Практическая значимость:

8. Показано, что в углеродсодержащих инварных сплавах, легированных кобальтом, ванадием и молибденом, по сравнению с классическими инварами прочностные характеристики могут быть повышены почти в 2 раза (твердость – до 400 HV, временное сопротивление – до 1150 Н/мм² и предел текучести – до 1030 Н/мм²) при сохранении низких значений ТКЛР ( 310^-6 К^-1).

9. Стабильность размеров изделий из инварных сплавов исследуемых составов в диапазоне рабочих температур 20-150 С обеспечивается

дополнительной стабилизирующей обработкой, заключающейся в выдержке при 80 С в течение 48 ч.

3. Установлено, что с позиций формирования удовлетворительного химического состава, размера и количества неметаллических включений наиболее пригодной для исследуемых инварных сплавов является раскисляющая смесь состава: 0,15 % Mn_раф, 0,35 % NiMg (0,15 % Mg), 0,1 % Si_кр, 0,1 % SiCa, 0,06 % Al и 0,07-0,1 % Ti_губка.

4. Рекомендованные режимы термической обработки сплавов 32НФ, 34НФМ, 32НФК использованы при организации в условиях ПАО «Мотовилихинские заводы» малотоннажного производства заготовок из инварных сплавов, удовлетворяющих потребностям наукоемких отраслей промышленности в современных материалах специального назначения, что подтверждено актом внедрения.

Положения, выносимые на защиту:

1. Качественные и количественные закономерности изменения
структуры и механических свойств при закалке и старении инварных спла
вов 32НФ, 34НФМ и 32НФК, показывающие влияние параметров терми
ческой обработки.

2. Научно обоснованные режимы термической обработки, обеспечивающей повышение прочностных характеристик по сравнению с классическими инварами почти в 2 раза (твердость до 250-400 HV, временное сопротивление до 800-1150 Н/мм²) в сочетании с низкими значениями ТКЛР ( < 310^-6 К^-1).

3. Результаты дилатометрических исследований, демонстрирующие особенности теплового расширения, изменения ТКЛР и его стабильность при термическом воздействии, свидетельствующие о протекании процессов растворения и выделения карбидной фазы и доказывающие, что рекомендуемые режимы упрочняющей термической обработки обеспечивают низкие значения ТКЛР ( 310^-6 К^-1) и его стабильность в инварных сплавах 32НФ, 34НФМ и 32НФК.

Степень достоверности подтверждается применением современных методов исследования структуры и физико-механических свойств. Полученные результаты не противоречат существующим теоретическим представлениям о процессах, протекающих при термическом воздействии на сплавы системы Fe-Ni-С, а также подтверждены при производстве промышленных партий заготовок инварных сплавов в условиях ПАО «Мото-вилихинские заводы».

Апробация результатов работы. Основные результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на конференциях: XIII Международная научно-техническая «Уральская школа-семинар молодых ученых – металловедов» (г. Екатеринбург, 2012 г.); 71-ая, 73-ая и 74-ая Международные научно-технические конференции «Актуальные проблемы современной науки, техники и образования» (г. Магнитогорск, 2013, 2015,

2016 гг.); ХХII Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (г. Оренбург, 2014 г.); XIV Международная научно-техническая конференция молодых специалистов (г. Магнитогорск, 2014 г.); 11-ая Международная научно-техническая конференция «Современные металлические материалы и технологии (СММТ’15)», (г. Санкт-Петербург, 2015 г.); Международный симпозиум «Надежность и качество» (г. Пенза, 2015 г.); XIX Международная научно-практическая конференция «Металлургия: Технологии, Инновации, Качество» (г. Новокузнецк, 2015 г.); VI и VII Международные Конгрессы «Цветные металлы и минералы» (г. Красноярск, 2014, 2015 гг.); VI Международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов» (г. Москва, 2015 г.); Международная молодежная научно-практическая конференция «Инновационные процессы обработки металлов давлением: фундаментальные вопросы связи науки и производства» (г. Магнитогорск, 2015 г.); 3-я Международная научно-практическая конференция «Инновационные технологии в материаловедении и машиностроении (ИТММ-2016)» (г. Пермь, 2016 г.).

Личный вклад автора. Все представленные в работе экспериментальные исследования, а также обработка полученных экспериментальных данных выполнены самостоятельно, либо при непосредственном участии автора. Автор принимал участие в определении цели и задач исследования, постановке экспериментов, формулировке результатов и подготовке статей по теме диссертационной работы.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 16 научных статей, из них 7 – в рецензируемых научных журналах, рекомендованных ВАК, 2 – в журналах, индексируемых наукометрической базой Scopus.

Структура и объем диссертации. Диссертация изложена на 128 страницах машинописного текста и включает введение, 5 глав, 7 таблиц, 58 рисунков, заключение, библиографический список из 116 наименований и 11 приложений

Благодарности.

Автор признателен коллективу НИИ «Наносталей» при ФГБОУ ВО «МГТУ им. Г.И. Носова», где была выполнена большая часть данной работы, коллективу кафедры технологий металлургии и литейных процессов, а также сотрудникам кафедры промышленной инженерии Падуан-ского Университета (г. Падуя, Италия) и лично г-ну М. Дабала за постоянную поддержку и консультацию на протяжении всей работы.

Влияние химических элементов на структуру и свойства инваров

Такие же явления возникают под влиянием внутреннего магнитного поля ферромагнетика: в отсутствие внешнего поля форма и размер домена искажены магнитострикцией [36, 37]. Истинные размеры выявляются лишь при нагреве до температур выше температуры точки Кюри, когда устраняются все магнитострикционные деформации в связи с переходом в парамагнитное состояние. При охлаждении до температур ниже точки Кюри линейная магнитострикция искажает форму домена, вытягивая его в направлении вектора самопроизвольной намагниченности. Объемная магнитострикция увеличивает размеры домена [38-40].

В кристаллах ферромагнетика, исключая сплавы инварного типа, магнитострикция, возникшая из-за внутреннего поля, не обнаруживается, так как объемная магнитострикция в них мала, а линейная - компенсируется деформацией доменов в различных направлениях. В сплавах же инварного типа размеры ферромагнетика оказываются увеличенными, так как в них велика объемная составляющая магнитострикции [31, 41, 42].

Температурный коэффициент линейного расширения для ферромагнетиков в общем виде определяется формулой [43]: ос=ос0- Д, где ос0 - нормальный коэффициент линейного расширения, зависящий от энергии связи атомов; - ферромагнитная составляющая коэффициента линейного расширения, обусловленная объемной магнитострикцией парапроцесса. При нагреве выше температуры точки Кюри ферромагнитная составляющая коэффициента теплового расширения исчезает вследствие перехода сплава в парамагнитное состояние, и ТКЛР резко возрастает. Все сказанное объясняет аномальные значения ТКЛР у инварных сплавов [44-46].

Низкое значение ТКЛР в различных областях температур, а также механические, технологические и антикоррозионные свойства позволили использовать инварные сплавы как конструкционный материал для деталей приборов, от которых требуется постоянство размеров при изменении температуры в условиях эксплуатации [47, 48]. Инварные сплавы активно используются в прецизионном станкостроении, а именно: из них изготавливают узлы различных креплений; направляющие токарных, координатно-расточных и шлифовальных станков, лазерная техника, криогенная техника [49, 50], изделия измерительной, контрольно – юстировочной и метрологической техники, в том числе детали спектрометров, измерительных машин и стендов [51].

Некоторые марки инварных сплавов с достаточными механическими свойствами используют для изготовления пресс-формы для различных материалов, например, для углеволокна, для формирования которого требуется оснастка с низким ТКЛР при повышенных температурах, и в астрономической технике (оправы телескопов). Сплавы, интервал инварности которых находится в области отрицательных температур, активно применяются в криогенной технике, например, для деталей установок по сжижению и транспортировке природного газа.

Инвары хорошо зарекомендовали себя для оптико-механических систем [52], детали которых должны иметь постоянные размеры при изменяющейся температуре. Длина волны света в видимой части спектра для оптических систем составляет примерно 0,5 мкм. Соответственно, и требования, выставленные к узлам и деталям этих систем, подразумевают стабильность размеров в этом диапазоне.

Большую группу инваров составляют сплавы для пайки и сварки со стеклом [53]. Составы этих сплавов подобраны таким образом, чтобы ТКЛР сплава соответствовал тому же коэффициенту у материала, с которым производится соединение, во всем интервале температур, вплоть до размягчения стекла. Это обеспечивает сохранение спая при нагреве и охлаждении (в процессе изготовления и в условиях эксплуатации) и получение герметичного соединения. Основной представитель этой группы - сплав 29НК (ковар) имеет такой же ТКЛР, как термостойкое стекло, вольфрам и молибден. В этом сплаве часть никеля заменена кобальтом, что повышает температуру точки Кюри и расширяет область его применения до 420 С. При тех же температурах начинается размягчение термостойкого стекла. Сплав пластичен и хорошо обрабатывается давлением, поэтому в электровакуумном производстве он заменил менее пластичные и нежаростойкие вольфрам и молибден.

Сплав 47НД (платинит) относится к группе сплавов, имеющих такой же ТКЛР, как платина и нетермостойкие стекла. Его используют для сварки и пайки с такими стеклами в электровакуумной промышленности. Вследствие высокого содержания никеля сплав имеет высокую температуру точки Кюри.

Для пайки с керамикой применяют сплав ЗЗНК, являющийся аналогом ковара, но с повышенным содержанием никеля. Для такой пайки не требуется очень точного совпадения коэффициентов расширения, что упрощает технологию изготовления этого сплава.

В качестве терморегулятора в приборостроении используют биметаллические пластинки, сваренные из двух материалов с различным значением коэффициента . Для этих целей обычно используют инвар 36Н, имеющий минимальное значение коэффициента ос, и сплав с 25 % Ni, у которого коэффициент очень большой (ос« 20 X Ю К-1). При нагреве пластинка биметалла сильно искривляется и замыкает (или размыкает) электрическую цепь.

Методика дилатометрического анализа и определения температурного коэффициента линейного расширения

Дилатометрические исследования проводились также с использованием комплекса Gleeble 3500, в комплектацию которого входит высокоточный дилатометр. Датчик дилатометра работает по принципу LVDT (линейный дифференциальный трансформатор). Разрешение дилатометра составляет 0,4 мкм и позволяет реализовать поставленные задачи, особенно при аномальных низких значениях ТКЛР. Образцы имели диаметр 10 мм и длину 80-90 мм, необходимые для их фиксации в захватах системы нагрева комплекса Gleeble 3500 [110]. На середине длины образца методом точечной сварки прикреплялась хромель алюмелевая термопара для контроля температурного режима испытания.

Функции комплекса были адаптированы для определения ТКЛР [111-113], которое осуществлялось в соответствии с методикой, описанной в ГОСТ 14080-78 [43]. Термический режим испытания соответствовал приложению № 4 стандарта и заключался в нагреве до 150 оС со скорость 150 оС/час, выдержке при этой температуре в течение 20 минут и охлаждении образца до комнатной температуры. Информация о результатах дилатометрических испытаний представлялась в виде графика зависимости изменения линейного размера (диаметра) от времени, по которому и определялся ТКЛР. Значение AL (изменение диаметра) для расчета коэффициента берется в последней точке изотермической выдержки. ТКЛР в заданном температурном интервале вычисляли по формуле: где AL - изменение диаметра образца, мм; L - начальный диаметр образца, мм; AT - разница температур при испытании, оС: АТ=Т-ТШЧ., где Т - верхнее значение температурного интервала определения ТКЛР, оС; Тнач. = 20 оС - температура начала испытания.

Для проведения металлографического анализа были изготовлены микрошлифы. Образцы вырезались с помощью прецизионного отрезного станка Buhler IsoMET 4000 и запрессовывались на автоматическом запрессовочном прессе Simplimet 1000 в смолу «Transoptic». Полученную запрессованную заготовку подвергали шлифовке на шлифовальной шкурке различной зернистости на шлифовально-полировальном станке линии пробоподготовки Buеchler. Образцы перед сменой шкурки тщательно промываются в струе воды для удаления частичек шлифовального порошка. После окончания шлифовки на шлифовальной шкурке образцы подвергались полировке с применением алмазной пасты или алмазных суспензий различной зернистости. Для выявления микроструктуры поверхность шлифов подвергалась травлению в реактиве состава HNO3 (65-68 % масс.) и HCl (32-35 % масс.), взятых в соотношении 1:3 по объёму, методом погружения полированной поверхности в ванну с реактивом.

Исследования микроструктуры проводилось на оптическом микроскопе Meiji Techno в светлом поле при увеличениях от 50 до 1000 крат с использованием системы компьютерного анализа изображений Thixomet PRO.

Растровый электронно-микроскопический (РЭМ) анализ осуществлялся с помощью сканирующего электронного микроскопа JEOL JSM-6490 LV при ускоряющем напряжении 30 кВ. Исследования производилось на микрошлифах, используемых для световой микроскопии, в режимах вторичных и отраженных электронов при увеличениях до 50000 крат.

Микрорентгеноспектральный (МРСА) анализ проводился также на микроскопе JEOL JSM-6490 LV с помощью специальной системы энергодисперсионного спектрального анализа INCA Energy 450. Определение размера зерна выполнялось на оптическом микроскопе Meiji Techno с использованием системы компьютерного анализа изображений Thixomet PRO. Изображение микроструктуры с помощью цифровой камеры вводилось в компьютер и затем анализировалось с применением специализированных программ, которые адаптированы к ГОСТ [22]. Определение размеров частиц второй фазы проводилось в программной среде Thixomet PRO, адаптированной для работы с РЭМ изображениями. Объем выборки составил от 150 до 300 единиц. Относительная погрешность измерений не превышает 5-7 %. По полученным данным были построены частотные кривые плотности распределения размеров частиц, по которым были определены параметры распределения. Среднее значение размера частиц находили как среднее арифметическое всех полученных численных значений.

Рентгеноструктурный анализ осуществляли на рентгеновском дифрактометре Shimadzu XRD-7000 с использованием рентгеновской трубки с хромовым анодом (=2,285 ) при напряжении 40 кВ и силе тока 30 мА. Непрерывная съемка осуществлялась с фокусировкой по Бреггу-Брентано в диапазоне углов 2 от 40 до 140 со скоростью 2 /мин. Для поглощения К рентгеновского излучения использовался селективный ванадиевый фильтр. Определение качественного фазового состава было проведено в программном пакете International Centre for Diffraction Data PDF-2 Release 2014 с интегрированной в него базой данных.

Твердость определяли в соответствии с ГОСТ [34] на универсальном твердомере М4С075G3 Еmсо Test методом вдавливания алмазной пирамиды с углом между противоположными гранями 136 при нагрузке 3 кг и длительности нагру-жения 15 с. В результате испытаний на поверхности образца получают отпечаток в виде ромба, для которого автоматически измеряются обе диагонали и производится компьютерная обработка результатов.

Для оценки показателей временного сопротивление разрыву применялось одноосное испытание на растяжение. Для испытаний использовали стандартные образцы диаметром 5,93 мм с начальной расчетной рабочей длиной l0 = 30±0,5 мм, ограниченной с погрешностью до 1 % метками. Образцы изготавливались из прутков методом механической (токарной) обработки. Испытания на растяжение проводили в соответствии с ГОСТ 1497-84 [12] при температуре 20 С на машине Shimadzu со скоростью не более 0,5 мм/мин с записью диаграмм растяжения и фиксированием текущей и максимальной силы растяжения с точностью 1 Н. Перемещение фиксировали через 0,1 с с точностью 0,01 мм. Результаты испытаний вычисляли как среднее пяти испытаний.

Результаты металлографического анализа закаленной структуры исследуемых инварных сплавов и их обсуждение

В спектрах, полученных от металлической основы (матрицы) структуры образцов, во всех сплавах обнаруживаются пики железа, никеля, и углерода. Помимо них в сплаве 32НФК наблюдаются пики кобальта, в сплаве 34НФМ – пики молибдена, а в сплавах 32НФ, 32НФК и 34НФМ – пики ванадия (см. рисунок 3.3). Это позволяет идентифицировать матрицу сплавов как твердый раствор, содержащий указанные элементы. В сплавах на основе системы Fe-Ni и Fe-Ni-C авторами работ [2, 28, 39, 41] такой твердый раствор идентифицируется как -твердый раствор с ГЦК-решеткой. Расшифровка дифрактограмм, полученных методом РСА, подтвердила, что в исходном горячекатаном состоянии металлическая основа во всех исследуемых сплавах имеет ГЦК решетку (приложения 1-3), параметры которой, рассчитанные по результатам РСА, приведены в приложении 4. МРСА показал, что в спектрах, снятых с дисперсных включений, присутствуют пики углерода и карбидообразующих элементов: ванадия в сплавах 32НФ (см. рисунок 3.4, б), 34НФМ (см. рисунок 3.4, г) и 32НФК (см. рисунок 3.4, е) и молибдена в сплаве 34НФМ. В некоторых случаях в дисперсных частицах обнаруживается также титан (см. рисунок 3.4, б).

В спектрах от крупных частиц помимо углерода также обнаруживаются пики карбидообразующих элементов: в сплавах 32НФ и 32НФК – ванадия (см. рисунок 3.5, б, е), в сплаве 34НФМ – ванадия и молибдена (см. рисунок 3.5, г). В спектрах, полученных от некоторых крупных частиц, также присутствуют пики титана, который содержится в большем количестве и часто – в комплексе с ванадием (см. рисунок 3.5, б, г) или молибденом (см. рисунок 3.5, е).

Карты распределения химических элементов подтвердили полученные результаты: в мелких и крупных частицах сосредоточены карбидообразующие элементы ванадий, молибден и титан и практически не обнаруживаются железо, никель и кобальт (рисунок 3.6-3.8). Таким образом, основываясь на результатах микрорентгеноспектрального анализа, частицы второй фазы, наблюдаемые в структуре исследуемых сплавов в горячекатаном состоянии, можно идентифицировать как карбиды легирующих элементов. Электронное изображение микроструктуры сплава 32НФК в исходном состоянии и картины распределения элементов

Было обнаружено, что в структуре всех сплавов помимо карбидных частиц наблюдаются крупные включения, в которых МРСА показывает наличие ряда элементов, характерных для неметаллических включений металлургического происхождения. Эти частицы имеют преимущественно округлую форму, что подтверждает их выделение из расплава.

Для исследуемых сплавов на основе системы Fe-Ni-C одной из вредных примесей является кислород, который попадает в материал в процессе выплавки [104]. Он присутствует в металле как в растворенном виде, так и в виде оксидных неметаллических включений и снижает некоторые, необходимые конечному изделию, свойства [105-107]. В связи с этим большое значение приобретает операция раскисления и выбор эффективного варианта раскислителя, без которого невозможно достигнуть заданных высоких значений механических свойств конечного продукта. При выплавке для раскисления были использованы 5 вариантов раскисляющих смесей, составы которых приведены выше в главе 2. Поэтому в работе методом МРСА было исследовано распределение элементов в микроструктуре и химический состав неметаллических включений в сплавах, раскисленных разными составами [108]. Его результаты показали, что в сплавах, которые были раскислены раскислителем состава 0,1-0,2 % Mn и 0,1 % Al (вариант 1), раскислителем состава 0,2 % Si, 0,2 % Mn и 0,2 % SiCa (вариант 3) и раскислителем состава 0,1 % Al, 0,2 % Si, 0,1 % Mn и 0,35 % NiMg (0,15 % Mg) (вариант 4), обнаруживается большое количество частиц неметаллических включений, в составе которых присутствует кислород (рисунок 3.9). Электронные изображения исследуемых участков микроструктуры с неметаллическими включениями (а, в) и характеристические спектры, снятые с указанных частиц в сплаве 32НФК (б), раскисленном по варианту 1 и сплаве 34НФМ (г), раскисленном по варианту 3 Карты распределения химических элементов свидетельствуют, что в этих частицах помимо кислорода присутствуют такие элементы, как кремний и алюминий (в зависимости от состава раскислителя) и практически отсутствуют углерод, железо, никель, молибден, ванадий, кобальт и титан (рисунок 3.10, 3.11).

Это указывает, что при раскислении инваров раскислителями указанных составов (варианты 1, 3 и 4) в исследуемых сплавах имеется большое количество оксидных неметаллических включений, размеры которых составляют от 1 до 60 мкм. В некоторых случаях оксиды располагаются в виде крупных включений и сетки по границам зерен (рисунок 3.10). Полученные данные свидетельствуют о недостаточно полном раскислении исследуемых сплавов при использовании раскисляющих составов по вариантам 1, 3 и 4.

При раскислении исследуемых сплавов составом варианта 2 (0,2 % Mn и 0,5 % Ti), содержащего большое количество титана, в структуре появляется большое количество включений размером до 2 мкм. Методом МРСА в них обнаруживается наличие титана, а карты распределения элементов свидетельствуют, что в этих включениях также сосредотачивается углерод и карбидообразующие элементы – молибден и ванадий, присутствующие в составе сплава в качестве легирующих добавок (рисунок 3.12, 3.13). Являясь самым сильным карбидообразователем из присутствующих легирующих элементов, образует крупные карбиды, в состав которых также входит ванадий и молибден.

В сплавах, раскисленных по варианту 5 (0,15 % Mnраф, 0,35 % NiMg (0,15 % Mg), 0,1 % Siкр, 0,1 % SiCa, 0,06 % Al и 0,070,1 % Tiгубка), обнаруживаются неметаллические включения глобулярной формы, в составе которых, как показал МРСА, присутствуют титан, магний, алюминий и кислород (рисунок 3.14). Это позволяет отнести подобные частицы к сложным окислам. Однако размеры этих частиц, в отличие от частиц, обнаруженных при раскислении другими составами, меньше.

Результаты исследования микроструктуры и механических свойств после старения сплава 34НФМ и их обсуждение

Физическое моделирование режимов термической обработки, а также эксперименты по определению температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР) были проведены на комплексе Gleeble 3500.

Как было показано в главе 4, сплав 32НФ показал наибольшее упрочнение при закалке и последующем старении. Дилатометрические кривые, приведенные на рисунке 5.1, дают представление об изменениях линейных размеров (l) образца в зависимости от температуры (рисунок 5.1, а) и времени (рисунок 5.1, б) термического воздействие при закалке сплава 32НФ.

Дилатограммы, показанные на рисунке 5.1, иллюстрируют изменение размеров образца инварного сплава 32НФ в процессе нагрева под закалку до 1200 С, его выдержки при этой температуре и ускоренного контролируемого охлаждения, имитирующего охлаждение в воде.

Нагрев до температуры 1200 С происходил за 10 минут и сопровождался увеличением линейных размеров во всем временном интервале. В интервале температур от комнатной до 300 С кривая имеет нелинейный характер (рисунок 5.1, участок АБ) вследствие проявления инварного эффекта – магнитострикции. В интервале температур от 300 до 950 С дилатометрическая кривая нагрева имеет линейный вид (рисунок 5.1, участок БВ), что говорит о термическом расширении (увеличении линейного размера) без протекания каких-либо структурно-фазовых превращений. В интервале температур от 950 до 1200 С кривая меняет угол наклона (рисунок 5.1а, участок ВГ). Вышесказанное свидетельствует о замедлении термического расширения, что связано с развитием процесса растворения карбидной фазы в указанном интервале температур. а 15 мин. (рисунок 5.1, участок ГД) приводит к уменьшению линейных размеров на 0,058 мм. Столь значимое сужение при постоянной температуре свидетельствует об интенсивном растворении карбидов, сопровождающемся гомогенизацией аустенита. При этом в начальный период выдержки в течение примерно трех минут (рисунок 5.1, участок ГГ ) угол наклона кривой больше по сравнению с участком Г Д, очевидно, вследствие большей скорости растворения карбидной фазы в начальный период выдержки. Последующее быстрое охлаждение, моделирующее закалку в воде, фиксирует -твердый раствор без протекания фазовых превращений и, как следовало ожидать, характеризуется резким уменьшением линейных размеров из-за теплового сжатия (рисунок 5.1, участок ДЕ). Так после моделирования закалки от 1200 С в воду абсолютные размеры исследуемого образца уменьшились на 0,071 мм.

Изменение размеров образца при закалке сплава 32НФ от температуры 1250 С представлено на рисунке 5.2. Характер кривой в основном аналогичен дилатограмме, полученной при закале от 1200 С, но отличается тем, что на кривой отсутствует явно выраженный участок замедления термического расширения при нагреве до температуры закалки (1250 С), а прогиб на кривой при изотермической выдержке при этой температуре (рисунок 5.2, участок ВГ) больше по сравнению с выдержкой при температуре 1200 С. Это обусловлено более высокой температурой нагрева и, соответственно, большей скоростью растворения карбидной фазы. При этом, как показали выполненные структурные исследования [110], происходит более полное растворение карбидов, что приводит к снижению ТКЛР по сравнению с закалкой от 1200 С. При этом происходит и более полное насыщение твердого раствора углеродом и легирующими элементами, что при последующем нагреве закаленных образцов должно обеспечить повышение твердости в результате дисперсионного твердения с выделением карбидов ванадия.

При нагреве под закалку до 1250 С, как показали выполненные структурные исследования (см. главу 3), по сравнению с нагревом до 1200 С происходит более полное растворение карбидов и насыщение твердого раствора легирующими элементами, что приводит к уменьшению значения ТКЛР (20-150 = 1,8210-6К-1) и сопровождается повышением твердости при последующем старении (см. главу 4).

Аналогичные дилатометрические исследования были выполнены для сплава 34НФМ. Характер дилатограмм оказался идентичен кривым, полученным для сплава 32НФ, и отличался только количественными значениями l. После закалки сплава 34НФМ от 1200 С значение относительного удлинения, вычисленное по дилатометрическим кривым, составляет l = 0,00304 мм, а значение ТКЛР – 20-150 = 2,5310-6К-1, а после закалки от 1250 С – l = 0,00292 мм, 20-150 = 2,4310-6К-1. Дилатограммы, показанные на рисунке 5.4, иллюстрируют изменение размеров образца инварного сплава 32НФК во время нагрева под закалку до 1250 С, его выдержки при этой температуре и ускоренного контролируемого охлаждения, имитирующего охлаждение в воде. Характер дилатометрической кривой идентичен полученным на сплавах 32НФ и 34НФМ по одинаковым режимам закалки, однако абсолютное значение изменения линейных размеров после нагрева до 1250 С (рисунок 5.4, а, точка Г) меньше, чем для сплавов 32НФ и 34НФМ: 0,036 мм для 32НФК, 0,98 мм для 34НФМ и 0,105 мм для 32НФ. Это обусловлено влиянием кобальта, который сдерживает тепловое расширение, легируя твердый раствор [68, 74, 75, 85, 94]. Также стоит отметить, что при изотермической выдержке при 1250 С сужение образца составило 0,111 мм, что почти в 2 раза больше чем сужение сплава 32НФ при той же выдержке.

После закалки сплава 32НФК от 1200 С значение относительного удлинения, вычисленное по дилатометрическим кривым, составляет l = 0,00142 мм, а значение ТКЛР – 20-150 = 1,1810-6К-1, а после закалки от 1250 С –l = 0,00109 мм, 20-150 = 0,9110-6К-1. Стоит отметить, что после закалки значения ТКЛР соответствуют требованиям технических условий, однако механические свойства не удовлетворяют им (см. главу 3).