ІНСТИТУТ МЕТАЛОФІЗИКИ ім. Г.В. КУРДЮМОВА

СЕМЕНОВ Денис Валентинович

УДК 539.4.015; 538.13; 538.69; 548.313.3; 621.785.78; 669.15’24; 669.018.9; 669.539.43

ВПЛИВ ЛЕГУВАННЯ ТА УЛЬТРАЗВУКОВОЇ УДАРНОЇ ОБРОБКИ НА ФІЗИКО-МЕХАНІЧНІ ВЛАСТИВОСТІ ІНВАРНИХ ГЦК СПЛАВІВ СИСТЕМИ Fe – Ni – С

Спеціальність 01.04.13 – фізика металів

АВТОРЕФЕРАТ

дисертації на здобуття наукового ступеня кандидата

фізико-математичних наук

Київ – 2006

Дисертацією є рукопис

Робота виконана в Інституті металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України

Науковий керівник:

доктор фізико-математичних наук,

Надутов Володимир Михайлович,

Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України,

завідувач відділу будови і властивостей твердих розчинів, заступник

директора ІМФ з наукової роботи

Офіційні опоненти:

доктор фізико-математичних наук, професор,

Кокорін Володимир Володимирович,

Інститут магнетизму НАН України,

завідувач відділу фізики магніто-структурних перетворень

доктор технічних наук, професор

Котречко Сергій Олексійович,

Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України,

завідувач відділу міцності і руйнування сталей

Провідна організація:

Київський національний університет

ім. Тараса Шевченка, кафедра фізики функціональних матеріалів

Захист відбудеться “ 27 ” грудня 2006 р. о “ 14 ” год.

на засіданні Спеціалізованої Вченої Ради Д 26.168.01 при Інституті металофізики

ім. Г.В. Курдюмова НАН України за адресою: 03142, м. Київ, бульв. Акад. Вернадського, 36.

Відгуки на автореферат, завірені печаткою закладу, у двох примірниках, просимо надсилати за адресою: 03680, ГСП, Київ-142, Інститут металофізики

ім. Г.В. Курдюмова НАН України, бульв. Акад. Вернадського, 36. Вченому секретарю Спец. ради д.ф.-м.н. Піщаку В.К., тел.: (044) 422-95-65.

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці ІМФ НАН України за адресою, м. Київ, бульв. Акад. Вернадського, 36

Автореферат розіслано “___” __________ 2006 р.

Вчений секретар спеціалізованої вченої ради

доктор фізико-математичних наук Піщак В.К.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми. Інварні ГЦК сплави на основі системи Fe-Ni добре відомі як сплави з низьким коефіцієнтом термічного розширення (ТКЛР). Для класичного інвару Fe-36%Ni (мас.) термічне розширення при температурі 300 К показує відносно низьке значення ТКЛР ( = 1,210-6 К-1), яке приблизно на порядок нижче за ТЛКР звичайного заліза ( = 11,810-6 К -1). Така особливість інварних сплавів зумовлює їх широке застосування в сучасній техніці, зокрема, в точному приладобудуванні. Ці сплави застосовують в НВЧ електроніці та лазерній оптиці, де вимагається стабільність геометричних розмірів; в метрології і сейсмології, де використовуються точні прилади; в геодезії і хронометрії; в будуванні контейнерів на супертанкерах, де існує проблема стійкості зварних швів при коливаннях температури. З інвару також виготовляють корпуси телескопів і температурні регулятори.

Важлива проблема інварних Fe-Ni сплавів полягає в їх відносно низьких механічних властивостях. Так, для сплаву 36Н значення границь плинності і міцності, які складають 0,2 = 280 МПа і В = 460 МПа, є нижчими приблизно на 20% порівняно з відповідними величинами для конструкційної сталі Ст40. Це суттєво звужує їх застосування в конструкціях, які піддаються сильним навантаженням і тривалій експлуатації. Для виготовлення деталей приладів в геодезії і в конструкціях різних металічних корпусів вимагається їх висока міцність, відповідно з чим використання інварних сплавів є досить обмеженим.

Низькі механічні властивості інварних сплавів зумовлюють потребу пошуку способів зміцнення матеріалу. Легування, як базовий спосіб підвищення механічних властивостей, для інварних Fe-Ni сплавів практично не використовується через неповноту відомостей про вплив легуючих елементів на інварні властивості. За даними багатьох досліджень відомо, що введення в інварний сплав елементів заміщення, як правило, підвищує величину ТКЛР, в той час як легування елементами проникнення не надає суттєвого впливу на термічне розширення матеріалу. Найбільш ефективним способом є легування вуглецем, який підвищує характеристики міцності інварів за рахунок твердорозчинного зміцнення, зберігаючи при цьому дію інварного ефекту. З іншого боку, окрім вуглецю перспективним є також легування іншими елементами, які досить часто використовують в багатьох залізовуглецевих сталях (наприклад, марганець, кобальт, титан). Але практичне застосування в залізонікелевих інварах тих чи інших легуючих елементів потребує детального вивчення іх ролі у формуванні інварних і механічних властивостей.

Для отримання певних властивостей сплаву суттєве значення має також спосіб його обробки. Окрім традиційної для багатьох металів і сплавів термічної обробки (відпал, гартування) незмінно ефективним способом залишається ударна обробка сплаву, зокрема, обробка з використанням високої частоти ударів (УУЗО). Відомо, що високочастотна обробка зумовлює утворення рівномірної дислокаційної структури, внаслідок чого стає можливим отримання якісно нових властивостей матеріалу. Так, наприклад, УУЗО є ефективним способом зміцнення зварювальних швів металічних конструкцій, після чого їх механічні властивості не поступаються властивостям основного металу.

Незважаючи на окремі дослідження легованих Fe-Ni сплавів, до цього часу залишається не з’ясованим вплив вуглецю в комбінації з елементами заміщення на механічні властивості і термічне розширення інварів. Більш того, не існує даних про ефект ударної високочастотної обробки інварних Fe-Ni та Fe-Ni-С сплавів, оскільки УУЗО на цих сплавах раніше не використовували. Дослідження в цьому напрямку, без сумніву, є важливою і актуальною задачею, вирішення якої дасть можливість знайти нові композиції з інварними властивостями, а також ефективні способи їх обробки.

Зв’язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Робота є складовою частиною систематичних досліджень в рамках бюджетних тем відділів Акустики твердого тіла та Будови і властивостей твердих розчинів Інституту металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України, проекту УНТЦ (№ 2412).

Мета і задачі дослідження. Метою даної роботи було дослідити вплив вуглецю та легуючих елементів (Mn, Co), а також ударної високочастотної обробки на механічні властивості і термічне розширення інварних сплавів системи Fe-Ni, і проаналізувати ці дані з позиції змін фазового складу, магнітного порядку і атомного розподілу.

Відповідно до поставленої мети основними задачами дисертаційної роботи були:—

дослідити вплив легуючих елементів (C, Mn, Co) та температури на механічні властивості і термічне розширення Fe-Nі сплавів, які містять близько 30% Ni, і з’ясувати роль магнітного порядку в зміцненні цих сплавів; —

дослідити вплив вуглецю на міжатомну взаємодію в інварних Fe-Ni сплавах, спираючись на дані ультразвукових вимірювань, обчислень пружних модулів і ефективної температури Дебая, а також мессбауерівського аналізу концентраційної залежності інтенсивності резонансних ліній; —

дослідити механічні властивості легованих C, Mn, Co сплавів при малоцикловому навантаженні і вивчити його вплив на фазовий склад і термічне розширення;

— дослідити ефективність ударної високочастотної обробки порівняно з низькочастотною обробкою та її вплив на фазовий склад і інварні властивості сплавів Fe-Ni-C.

Об'єкт дослідження – інварні залізонікелеві ГЦК-сплави системи Fe–Ni, які містять близько 30% Ni і додатково леговані вуглецем, марганцем і кобальтом.

Предмет дослідження – природа зміцнення інварних Fe–Ni сплавів в залежності від вмісту легуючих елементів (C, Mn, Co) і температури та зміни фізико-механічних властивостей сплавів під дією циклічних знакозмінних навантажень, а також ударної ультразвукової обробки в залежності від тривалості і потужності удару.

Методи дослідження. Для проведення досліджень було використано наступні методи: дюрометричний аналіз, мессбауерівська спектроскопія, малокутове розсіяння нейтронів, рентгеноструктурний і металографічний аналіз, дилатометрія, імпульсний метод вимірювання швидкості ультразвуку, механічні випробування на розтяг, механічні випробування на малоциклову втому. В експерименті з обробкою досліджуваних сплавів застосовували модернізоване устаткування для ударної високочастотної (ультразвукової) обробки зразків у вакуумі, а також спеціалізований пристрій для ударної низькочастотної обробки (УНЧО).

Наукова новизна одержаних результатів.

· Вперше показано, що в ГЦК сплавах, які містять вуглець Fe-Ni-C, Fe-Ni-Х-C (Х = Co, Mn) з вмістом нікелю близько 30%, як і в Fe-Ni інварах, має місце поряд з твердорозчинним інварне зміцнення за магніто-дисперсійним механізмом, яке проявляє себе у зменшенні відносного приросту межі плинності із зниженням температури сплавів, які містять С або в яких концентрація Ni наближається до інварної композиції (34%), що пояснюється впливом цих елементів на магнітний порядок. Встановлено малий вплив домішок Mn (0,5-1,5%) або Co (1-2%) на інварний внесок у зміцнення.

· Вперше показано, що циклічні навантаження в межах 300-600 циклів при максимальній амплітуді деформації 2,2% інварних сплавів, які містять вуглець і кобальт, Fe-Ni-Y-C та Fe-Ni-Co-Y-C, зберігають як інварні, так і пружні властивості, а також і не проявляють знеміцнення, що забезпечено незмінним фазовим складом і відносно стабільним міжатомним зв’язком, а сплави, додатково леговані Mn, показують нижчі втомні властивості.

· За даними рентгенівських і мессбауерівських досліджень вперше встановлено перерозподіл вуглецю в аустеніті Fe-Ni-C під дією ударної ультразвукової (P = 2,4–4,7 Дж/с) обробки при 300 К, в результаті якої, на відміну від ефекту ударної низькочастотної обробки (f = 0,78 Гц, P = 0,15 Дж/с), не зафіксовано зміну фазового складу і принципово пружних модулів та магнітного порядку, який забезпечує збереження інварного ефекту. Отримані дані свідчать про ефективність УУЗО, як способу поверхневого зміцнення при збереженні інварних та пружних властивостей Fe-Ni-C сплавів.

Практичне значення одержаних результатів. Результати, одержані в роботі, розширюють і доповнюють уявлення про механізми зміцнення в інварних сплавах, легованих вуглецем та вуглецем у поєднанні з марганцем або кобальтом, в залежності від діючого на матеріал механічної дії в процесі обробки або експлуатації, і можуть бути корисними в розробці нових композицій інварних сплавів, а також технологічних режимів їх обробки. Це дозволить досягти оптимального поєднання інварних і механічних властивостей, і таким чином розширити застосування даних сплавів у виробах, які експлуатуються в умовах статичного та малоциклового знакозмінного навантаження, а також при низьких температурах.

Особистий внесок здобувача. Здобувач брав безпосередню участь у плануванні та підготовці фізичних експериментів та механічних випробовувань, в обговоренні результатів, написанні статей та підготовці матеріалів до конференцій. Здобувач самостійно проводив експерименти з ударною високочастотною та низькочастотною обробкою, малоциклові механічні випробовування зразків на втому, дюрометричні і металографічні дослідження, виконував обробку і аналіз результатів дилатометричних та мессбауерівських вимірювань. Він самостійно проводив підготовку зразків досліджуваних сплавів, їх термічну та механічну обробку. Ним самостійно сконструйовано та зібрано устаткування для ударної ультразвукової обробки у вакуумі та газовому середовищі. Він брав участь в розробці і створенні блоків стабілізації температури джерела і приймача на мессбауерівському спектрометрі MS1101E.

Апробація результатів дисертації. Основні матеріали дисертаційної роботи доповідалися на міжнародній конференції “Spectroscopy in special applications” (SSA), 18-21 червня 2003 р., Київ, Україна; Міжнародній конференції “Mцssbauer Spectroscopy and Its Applications” (ICMSA), 21-25 червня 2004 р., Єкатеринбург, Росія; Міжнародному семінарі “Mцssbauer Spectroscopy in Material Science” (MSMS 2004), 1-4 червня 2004 р., Вшеміна, Чехія; Міжнародній конференції “Функціональні матеріали”, 3-8 жовтня 2005 р., Партеніт, Україна; Київській конференції молодих вчених „Новітні матеріали та технології” (НМТ) 16-17 листопада 2006 р., Київ, Україна.

Публікації. Основні результати опубліковано в 9-х роботах, список яких наведено в кінці автореферату.

Структура й обсяг роботи. Дисертація складається із вступу, п’ятьох розділів, висновків, списку використаних джерел (104 найменувань). Матеріал роботи викладений на 142 сторінках машинописного тексту, містить 20 таблиць, 53 рисунків.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У Вступі обґрунтовано актуальність розроблюваної проблеми, визначено мету і зазначено задачі дослідження, сформульовано основні наукові положення, висунуті для привселюдного захисту, відзначено наукову і практичну значимість результатів дослідження, описано структуру дисертації. Зміст Вступу в основному відповідає вищенаведеній загальній характеристиці дисертаційної роботи.

Перший розділ являє собою огляд літературних джерел за темою дисертації.

Розглянуто роботи, присвячені дослідженням впливу вуглецю та марганцю на інварні властивості і на стан твердого розчину сплавів системи Fe-Ni, які містять близько 30 %Ni. Показано, що марганець практично не впливає на температурну залежність термічного розширення цих сплавів, в той час як вуглець суттєво розширює температурний інтервал з мінімальним значенням ТКЛР за рахунок зниження мартенситної точки нижче температури рідкого азоту та підвищення температури Кюрі на ~100 К. Зростання температури магнітного переходу пояснюється впливом вуглецю на магнітну спінову підсистему в залізонікелевих сплавах через сприяння ним атомному упорядкуванню, що підтверджено мессбауерівськими дослідженнями надтонкої структури в Fe-Ni-C аустеніті при термообробках з різною швидкістю охолодження.

Наведено дані про вплив легування кобальтом, марганцем і нікелем на термодинамічну активність вуглецю в Fe-Ni аустеніті. Показано, що кобальт, на відміну від марганцю, підвищує термодинамічну активність вуглецю, що повинно вплинути на атомний розподіл, і тим самим на інварні та механічні властивості Fe-Ni-C сплаву. Відомо, що Co надає суттєвий вплив на інварні і механічні властивості Fe-Ni аустеніту, як це показано на прикладі стандартних інварних сплавів (29НК, 34НК, 35НКТ, 32НКД), які не містять вуглець. Зокрема, введення 3-5 %Co зміцнює інвар, але дещо підвищує ТКЛР. При високих концентраціях Co (до 20% в сплавах типу суперінвар) поряд з механічними покращуються також інварні властивості, але зростає собівартість. З урахуванням цих даних, при введенні в Fe-Ni сплави кобальту в комбінації з вуглецем очікується покращення механічних властивостей без погіршення їх термічного розширення.

Розглянуто відомі в літературі дані про зміцнення сплавів неінварного складу під дією циклічного деформування, а також ультразвукової обробки. В роботах з досліджень малоциклової втоми показано, що в залежності від амплітуди і частоти деформування матеріал може проявляти як циклічне зміцнення, так і знеміцнення з накопиченням числа циклів навантаження. Зокрема, для аустенітних нержавіючих сталей (з вмістом нікелю близько 11 мас.%) при амплітуді деформування 1,2% з частотою 0,33 Гц показано зниження амплітуди напружень в межах перших 1000 циклів, що вказує на схильність до циклічного знеміцнення.

З іншого боку, певний вплив на механічні властивості сплавів показано в результаті обробки ультразвуковим опроміненням (з частотою ~20 кГц). За даними досліджень нержавіючої сталі Х16Н11М3, обробка ультразвуковим опроміненням з амплітудою напружень порядку 100 МПа протягом перших 5 хв. зумовлює значне зростання мікротвердості (на 20%). Така відмінність ультразвукової обробки від циклічних знакозмінних навантажень низької частоти пояснюється створенням рівномірної дефектної структури, яка має меншу накопичену енергію і, таким чином, є більш рівноважною. Виходячи з цього, відмічено високу ефективність високочастотного удару як способу зміцнення матеріалу при невеликій тривалості процесу обробки поряд з відносною легкістю його практичного здійснення.

Область застосування інварів передбачає значні коливання температури, відповідно з чим аналіз процесів пластичного деформування інварних сплавів потребує вивчення діючих деформаційних механізмів, а також їх температурних залежностей. В розділі наведено загальні відомості про пластичну плинність металів при деформації, розглянуто механізм твердорозчинного зміцнення, а також існуючі моделі інварного зміцнення, зокрема, модель магніто-дисперсійного твердіння. Показано, що природа інварного зміцнення залишається до кінця не з’ясованою, а для інварних Fe-Ni-С сплавів це питання не вивчалось взагалі. Зроблено висновок про необхідність проведення досліджень механічних властивостей Fe-Ni-C сплавів при низьких температурах, а також аналізу результатів стосовно наявності інварного внеску в зміцненні цих сплавів.

На підставі аналізу літературних даних визначено мету роботи – дослідження впливу вуглецю та легуючих елементів (Mn, Co), а також ударної високочастотної ультразвукової обробки на механічні властивості і термічне розширення інварних сплавів системи Fe-Ni і аналіз даних з позиції змін фазового складу і магнітного порядку, та окреслено етапи її досягнення.

Таблиця 1. Хімічний склад сплавів (мас. %)

Ni | Mn | Co | Y | Tb | C | Fe

30 | 1,3 | баланс

30,1 | 0,44 | 1,22 | –//–

30,5 | 1,48 | 1,11 | –//–

30,0 | 0,009 | 1,37 | –//–

29,8 | 0,61 | –//–

30,1 | 0,98 | 1,05 | –//–

30,3 | 0,5 | 1,22 | –//–

30,0 | 1,0 | 0,03 | 1,04 | –//–

30,1 | 1,0 | 0,007 | 1,03 | –//–

30,0 | 1,48 | 1,0 | 1,07 | –//–

30,2 | 1,49 | 1,0 | 0,03 | 1,06 | –//–

30,3 | 1,49 | 2,0 | 0,03 | 1,06 | –//–

28,8 | 1,46 | 2,0 | 0,03 | 1,08 | –//–

30,3 | 1,46 | 1,0 | –//–

25,3–––– | 0,78 | –//–

В другому розділі наведено матеріали та методи, які були використані у дослідженнях. В даній роботі було досліджено інварні ГЦК-сплави на основі системи Fe-Ni, які містять і не містять вуглець, які мають низьке значення температури початку мартенситного перетворення (нижче за температуру кипіння рідкого азоту). Сплави було виплавлено у вакуумній індукційній печі в захисній атмосфері аргону. Концентрацію вуглецю встановлено хімічним аналізом, а вміст нікелю визначено методом рентгеноспектрального аналізу. Хімічний склад сплавів наведено в табл. 1.

Зливки після очищення поверхні відпалювали у вакуумі при 1273 K протягом 3 годин. Пластинки товщиною 1 мм механічно полірували абразивом і потоншували хімічним травленням. Зразками для мессбауерівської спектроскопії були фольги товщиною 20-25 мкм. Для рентгеноструктурних, нейтронографічних та дюрометричних досліджень були виготовлені пластинки товщиною 2-2,5 мм. Для дилатометричних досліджень були виготовлені циліндри довжиною 11 – 15 мм та діаметром 6,5 мм. Всі зразки перед вимірюваннями відпалювали при 1373 K протягом 30 хв. з наступним гартуванням у вакуумне масло. Окремо, один з досліджуваних зразків додатково відпалювали протягом 2 годин у вакуумі при 773 K. Фазовий склад сплавів після виплавляння і відпалу контролювали рентгенівським методом. Встановлено, що після термічної обробки сплави були в аустенітному стані.

Для ударної низькочастотної обробки (УНЧО) сплавів застосовували спеціалізований ударний пристрій. Ударну ультразвукову обробку (УУЗО) здійснювали за допомогою модернізованого устаткування у вакуумі (310-5 мм. рт. ст.), схему якого зображено на рис. 1.

Рис. 1. Схема устаткування для УУЗО зразків у вакуумі: 1 – магнітострикційний перетворювач ПМС 15А-18; 2 – башта; 3 – пружина; 4 – роз’єднувані замки; 5 – наковальня; 6 – ударна шайба; 7 – зразок; 8 – ковпак вакуумної камери.

Тривалість одноразової УЗ-обробки кожного зразка не перевищувала 10 – 40 сек. Резонансна частота магнітостриктора складала 18 кГц, середня частота ударів по зразку з наковальнею 1 – 3 кГц. При УУЗО використовували окремо два ультразвукових генератори різної потужності: УЗГ2-4М (4,5 кВт) і УЗГ10-22 (10 кВт), для яких амплітуда ударів наконечника хвилеводу складала відповідно 20 і 28 мкм.

Таблиця 2. Потужність дії УУЗО і УНЧО на зразок

Обробка | f, Гц | A | P, Дж/с

УУЗО | 1000 3000 | 20 мкм | 2,4

28 мкм | 4,7

УНЧО | 0,78 | 0,2 м | 0,15

Величину потужності дії ударної низькочастотної обробки УНЧО (частота ударів 0,78 Гц), яку розраховано за висотою падіння бойка (h = 0,2 м) і його масою (m = 0,1 кг), а також розраховані величини потужності дії УУЗО в залежності від амплітуди ударів з середньою частотою f = 2 кГц, зведено в табл. 2.

Механічні випробовування на розтяг сплавів проводили на обладнанні АЛА – ТОО (ІМАШ –20 – 75) в температурному інтервалі 100 – 300 К з використанням зразків стандартної форми і розмірів. Механічні випробування на втому було проведено на обладнанні у лабораторії Фізичної металургії і матеріалознавства в Лільському університеті (Франція). Зразки мали гантелеподібну циліндричну форму, габаритну довжину 90 мм і діаметр в робочій частині 10 мм. Експеримент проводили при кімнатній температурі на випробувальній машині MTS (100 кН) окремо за схемою ступеневого зростання відносної деформації до рівня 1,1 % і за схемою зниження деформації від амплітуди деформації = 1% з кроком 0,1%.

Окрім механічних випробувань проведено дослідження сплавів з використанням таких стандартних методик, як дюрометричний аналіз, мессбауерівська спектроскопія, малокутове розсіяння нейтронів, рентгеноструктурний і металографічний аналіз, дилатометрія, імпульсний метод вимірювання швидкості ультразвуку

Третій розділ присвячено вивченню впливу вуглецю та вуглецю у поєднанні з марганцем і кобальтом на механічні властивості інварних сплавів з позицій зміни магнітного порядку. Представлено результати механічних випробувань на розтяг легованих інварних Fe–Ni–C сплавів в діапазоні температур 300 – 100 К. На основі аналізу отриманих температурних залежностей механічних властивостей, а також результатів додаткових досліджень магнітного стану цих сплавів, оцінено співвідношення внесків від твердорозчинного та інварного механізмів зміцнення. Твердорозчинне зміцнення в інварних сплавах частково визначається концентрацією нікелю, і переважним чином, вмістом вуглецю, оскільки елемент втілення вуглець ефективно сприяє блокуванню руху дислокацій при деформації. Так, вимірювання мікротвердості Fe–Ni і Fe–Ni–С сплавів показують, що при збільшенні концентрації нікелю до 34,1% мікротвердість бінарного сплаву зростає на 15%, а при введенні 1,2–1,3%С в сплав з 30%Ni – майже на 100%. Окрім поверхневої мікротвердості, збільшення вмісту нікелю та введення вуглецю також підвищує границю плинності Fe–Ni та Fe–Ni–С сплавів, що з найбільшою імовірністю можна пояснити зміцненням аустеніту за твердорозчинним механізмом. Але в інварних сплавах може мати місце також додатковий внесок за механізмом магніто-дисперсійного твердіння, який полягає в гальмуванні руху крайових дислокацій за рахунок “магнітного тертя” на мікрообластях з відмінним від матриці магнітним порядком [10]. Ознаки існування магніто-дисперсійного внеску в сплавах можуть бути виявлені з порівняння відносного приросту межі плинності при охолодженні того чи іншого сплаву, відповідно з чим було отримано значення 0,2 для різних температур в інтервалі 300–100 К з метою варіювання магнітного порядку.

Рис. 2. Температурні залежності границі плинності (а) і границі міцності (б) Fe–Ni та Fe–Ni–C сплавів.

Отримані температурні залежності 0,2 (рис. 2) показали узгодженість з очікуваним ефектом. Дійсно, температурна залежність 0,2 для сплаву Fe–34,1%Ni показала менший відносний приріст 0,2/T, ніж для сплаву Fe–29,2%Ni. Введення вуглецю, як і збільшення концентрації Ni, також послабило температурну залежність межі плинності сплаву Fe–30%Ni–1,3%C порівняно з бінарним сплавом Fe–29,2%Ni, що пов’язано із змінами в магнітному стані сплавів при зниженні температури в залежності від легування вуглецем. Підтвердження цих змін при легуванні та зниженні температури здійснено в експериментах з малокутового розсіяння нейтронів при накладанні магнітного поля, а також в мессбауерівських вимірюваннях в температурному інтервалі 293 – 163 К.

Рис. 3. Малокутове розсіяння нейтронів (усереднено за кутом ) в сплавах Fe–30,3%Ni і Fe-30,5%Ni-1,5%C у відсутності магнітного поля та при накладанні поля H = 2,5 Tл.

За даними МКРН, введення вуглецю в Fe-Ni-C сплави підвищує інтенсивність розсіяння нейтронів на малих векторах q і знижує на великих значеннях q (рис. 3), що вказує на збільшення числа неоднорідностей великого розміру за рахунок малорозмірних агрегатів. При накладанні магнітного поля (2,5 Tл) до зразків сплавів спостерігається різке зменшення (від 2 до 16 разів для Fe–30,3% Ni і від 1,5 до 7 разів для Fe–30,5%Ni-1,5%C) усередненої інтенсивності МКРН для q < 2 нм-1, що свідчить про значні зміни в магнітній структурі сплавів під дією поля у зв’язку з частковим зменшенням числа магнітних неоднорідностей.

Таблиця 3. Інтервал величин векторів розсіяння q і розрахований шляхом апроксимації кривих МКРН радіус еквівалентної сфери неоднорідності R в сплавах Fe-30,3%Ni та Fe-30,5%Ni-1,5%C.

Сплав

мас. % | H, Tл | q, нм-1 | R , нм

Fe–30,3%Ni | 0 | 0,060,1

0,10,3 | 2,2

0,53

2,5 | 0,060,2

13

Fe–30,5%Ni–1,5%C | 0 | 0,060,1 | > 30

0,10,2 | 10 30

0,20,6 | < 2

2,5 | 0,060,3 | > 10

0,33 | 1 10

В результаті апроксимації кривих МКРН розраховано значення радіусу інерції R, який характеризує середні розміри неоднорідностей в сплавах. Встановлено, що в сплаві Fe-30,3%Ni існують неоднорідності радіусом ~2,2 нм (табл. 3).

Для сплаву Fe-30,5%Ni-1,5%C розраховані значення радіусу R складають 10 30 нм, а при накладанні поля значення R зменшуються приблизно в тричі (табл. 3). Зміни середніх значень розміру неоднорідностей при введенні вуглецю чи при накладанні магнітного поля підтверджують висновок щодо існування магнітних неоднорідностей в сплавах, які при накладанні магнітного поля H = 2,5 Tл частково руйнуються.

Для того, щоб оцінити зміни межі плинності при зміні магнітного порядку за рахунок варіювання хімічного складу і температури, ми використали модель магніто-дисперсійного твердіння [10] і розрахували приріст межі плинності 0,2 для сплавів Fe–Ni та Fe–Ni–С за формулою, яку після певних скорочень записано в наступному вигляді:

,

де - коефіцієнт, який характеризує тип дислокації (для крайової дислокації = 3); m- орієнтаційний множник, який враховує опір полікристалу до деформації (m = 3,1 для сплавів з ГЦК-граткою); G – модуль зсуву; – величина пружної деформації, яку зумовлено невідповідністю параметрів граток частинки і матриці; R – середній радіус магнітних неоднорідностей (для розрахунків розглянуто випадки R = 0,5 нм і R = 1 нм); p – імовірність флуктуаційної появи магнітної неоднорідності; b – вектор Бюргерса (для випадку досліджуваних сплавів прийнято b = 0,255 нм). b = 0,255 нм. Величину пружної деформації ( = 2/3) по аналогії з [11] взято як різницю параметрів гратки а Fe-Ni і Fe-Ni-C аустеніту відповідно, = a-Fe – a = 0,36467 – a.

Результати розрахунків показали збільшення межі плинності Fe–Ni та Fe–Ni–C сплавів за рахунок магніто-дисперсійного внеску, при чому, для сплавів, які містять вуглець, цей приріст 0,2 виявився вдвічі меншим порівняно з обч0,2 для Fe–Ni сплавів (табл. 4).

Таблиця 4. Вихідні параметри і результати оцінки магніто-дисперсійного внеску в зміцнення інварних сплавів при температурах 300 і 200 К.

Сплав | G,

МПа | a,

нм | P | e103 | R,

нм | обч0,2,

МПа | s0,2експ.,

МПа (300 К)

Fe-29,2%Ni | 71620 | 0,3583 | 0,018 | 1,9 | 1 | 271 | 94

0,5 | 68

Fe-34,1%Ni | 59610 | 0,3589 | 0,008 | 3 | 1 | 303 | 264

0,5 | 76

Fe-30,1%Ni-1,18%C | 59070 | 0,3603 | 0,015 | 2,1 | 1 | 138 | 387

0,5 | 34

Fe-35,9%Ni-0,61%C | 55290 | 0,3604 | 0,007 | -1,4 | 1 | 152 | 413

0,5 | 38

Fe-30,1%Ni-1,18%C | 565001 | 0,360251 | 0,015 | -0,1 | 1 | 0,9 | 452

0,5 | 0,2

1 вимірювання G проведено при 200 K, параметр а визначено за величиною ТКЛР для 200 К.

Причина зменшення нахилу кривих температурної залежності межі плинності сплавів, які містять вуглець або більший вміст нікелю (рис. 2), грунтується на припущенні про послаблення інварного внеску при зниженні температури за рахунок зростання магнітного порядку. Про зміну магнітного стану при охолодженні свідчать результати мессбауерівські вимірювання сплаву Fe–30%Ni–1,3%C в інтервалі температур 163 – 333 К.

При зниженні температури спостерігається розширення ЯГР спектрів (рис. 4 а) і згасання інтенсивності низькопольових компонент з одночасним зростанням високопольових на кривих розподілу надтонких магнітних полів (НМП) та звуженням функції p(H) (рис. 4 б). Збільшення величини НМП в максимумі при зниженні температури вказує на формування більш упорядкованої магнітної структури в сплаві і часткове руйнування магнітних неоднорідностей. Це означає, що при низькій температурі внесок від інварного механізму повинен послабитись. Дійсно, оцінка обч0,2 для сплаву Fe–Ni–C для температури 200 К показала низьке значення приросту межі плинності, яке склало близько 1 МПа (табл. 4), що підтвердило зроблений висновок. Це відповідним чином відобразилось в зменшенні нахилу кривої температурної залежності межі плинності (Рис. 2 а).

Рис. 4. Мессбауерівські спектри (а) і розподіл надтонких магнітних полів (б) сплаву Fe-30%Ni-1,3%C при температурах 163 К та 293 К.

Таким чином, згідно з результатами проведених розрахунків, певна частка від зміцнення при введенні вуглецю пов’язана з магніто-дисперсійним внеском. Розчинений в аустеніті вуглець впливає на магнітний порядок, а саме, збільшує середнє значення надтонкого магнітного поля (рис. 13 а-г) і підвищує розсіяння нейтронів на магнітних неоднорідностях великого розміру (~30 нм) при одночасному зменшенні розсіяння на малорозмірних агрегатах, і за цей рахунок змінює магніто-дисперсійний внесок. Оскільки загальний рівень межі плинності вуглецевого Fe–Ni–C сплаву перевищує s0,2 для бінарних Fe–Ni сплавів, є очевидним більш суттєвий внесок від твердорозчинного зміцнення за рахунок вуглецю.

Рис. 5. Температурні залежності границі плинності (а) і границі міцності (б) зразків сплавів систем Fe-Ni-C, Fe-Ni-Mn-C і Fe-Ni-Mn після гартування від температури 1373 К (0,5 год.) в масло.

Враховуючи відомі дані про те, що Co і Mn по-різному впливають на термодинамічну активність вуглецю і відповідно, його розподіл, що може позначитись на магнітному стані сплаву, ми визначили температурні залежності s0,2 і sВ сплавів в залежності від вмісту цих елементів.

Температурні залежності межі плинності і межі міцності сплавів Fe-Ni-Mn і Fe-Ni-Mn-C (рис. 5) показали

схожу поведінку до цих властивостей Fe-Ni-C аустеніту. При цьому найбільш стрімке зростання границі плинності із зниженням температури має безвуглецевий Fe-Ni-Mn сплав, аналогічно до сплаву Fe-Ni (рис. 2).

Рис. 6. Температурні залежності границі плинності (а) і границі міцності (б)зразків сплавів системи Fe-Ni-Co-C і Fe-Ni-Co-Tb-C після відпалу у вакуумі при температурі 1373 К (0,5 год.) і охолодження в масло.

Як і у випадку нелегованих сплавів Fe-Ni-C, додання вуглецю також веде до загального підвищення кривих і до появи слабонахиленої ділянки температурної залежності 0,2. Збільшення вмісту марганцю до 1,48% не змінює границю плинності, однак у 1,5 рази знижує границю міцності. Як відомо, марганець сприяє утворенню кластерів, збагачених вуглецем і марганцем, що може викликати окрихчування сплаву.

Серед сплавів систем Fe-Ni-Co-C, Fe-Ni-Co-Tb-C і Fe-Ni-Co-Y-C максимальні значення границі плинності (рис. 6) демонструє сплав Fe-30,1%Ni-1,0%Co-0,03%Tb-1,04%C, який містить мікродобавки тербію. Очевидно, рідкоземельний елемент тербій суттєво впливає на стан міжзеренних

границь. Найменшу міцність має сплав з меншим вмістом кобальту та більшим вмістом вуглецю.

Для того, щоб визначити вплив пластичної деформації на термічне розширення, досліджено дилатометричним методом робочу частину зразка сплаву Fe-30,1%Ni-1,0%Co-1,03%C-Y, зруйнованого у випробуваннях на розрив. Температурну залежність ТКЛР зразка у вихідному стані (відпал 1373 К, гартування) і після випробувань представлено на рис. 7.

Рис. 7. Температурні залежності ТКЛР сплавів Fe-30,1%Ni-1,0%Co-1,03%C-Y (а) до і після механічних випробувань на розрив.

В області низьких температур показано незначне зниження коефіцієнту . Зміна ТКЛР при нагріванні від кімнатної температури виявляє стабільність цієї величини в діапазоні температур 300 - 400 К, що суттєво відрізняє дану ділянку гістерезису від аналогічної ділянки в сплаві після відпалу. Подальше нагрівання до температур, близьких до температури магнітного перетворення, виявляє зростання коефіцієнту ; наступне охолодження зразка від максимальної температури (530 К) вже зумовлює звичайну поведінку ТКЛР, подібну до кривих ТКЛР сплаву у вихідному стані. Таким чином, показано, що сплав не втрачає інварні властивості при пластичному деформуванні розтягом.

Таким чином, в результаті проведених механічних випробувань на розтяг ГЦК- сплавів Fe–Ni і Fe–Ni–C встановлено, що сплави, які містять вуглець, мають більш високий рівень механічних властивостей в діапазоні температур 100 – 300 К порівняно з безвуглецевими бінарними сплавами за рахунок твердорозчинного зміцнення, а також магніто-дисперсійного твердіння, внесок від якого послаблюється із зниженням температури. Наявність легуючих елементів не усуває ефект інварного зміцнення в складнолегованих сплавах системи Fe-Ni-С. Серед досліджених сплавів виявлено найбільш ефективні за поєднанням інварних і механічних властивостей композиції, а саме: Fe-30%Ni-1,3%С і Fe-30%Ni-1,0%Co-1,04%С-Tb.

У четвертому розділі проведено малоциклові механічні випробування на втому зразків сплавів Fe-30%Ni-0,009%Y-1,37%C, Fe-30,1%Ni-1,0%Co-0,007%Y-1,03%C і Fe-30,3%Ni-1,49%Mn-2,0%Co-0,03%Tb-1,06%C (рис. 8), перші два серед яких аналогічні за хімічним складом сплавам, які показали поєднання відносно високих механічних та інварних властивостей (рис. 6., рис. 7). Третій сплав, який містить марганець, обрано з метою проаналізувати вплив даного елементу на опір механічній втомі сплавів системи Fe-Ni-C. Вивчено зміни фазовому складу, пружних та інварних властивостей сплавів після випробувань на малоциклову втому.

Рис. 8. Діаграми розтягування зразків інварних сплавів при знакозмінному навантаженні у випадку зростання (а) і зниження (б) амплітуди деформації.

Досліджені сплави продемонстрували високий опір циклічному навантаженню розтягування і стиснення (рис. 8). Величини напружень стиснення -() (на рисунку не показано), пропорційні додатнім напруженням розтягування +() при відповідних величинах деформації, які для усіх трьох сплавів можна виразити співвідношенням .

При випробуваннях із ступеневим зростанням амплітуди деформації зразок Fe-Ni-Y-C зруйнувався наприкінці етапу з нормованою деформацією Deн = 2,2%. Випробування іншого сплаву Fe-Ni-Co-Y-C було зупинено на деформації Deн = 2%. Зразок сплаву Fe-Ni-Mn-Co-Tb-С зруйнувався при Deн = 1,8%. При випробуваннях із ступеневим зниженням амплітуди деформації відбулось руйнування сплаву Fe-Ni-Mn-Co-Tb-С при Deн = 1,4%. В цілому, всі три сплави показали відносно високий рівень зміцнення під дією циклічних знакозмінних навантажень при збільшенні числа циклів.

Дилатометричні вимірювання показали, що після циклічного навантаження ТКЛР головки і шийки гантелеподібного зразка сплавів Fe-30%Ni-0,009%Y-1,37%C та Fe-30,1%Ni-1,0%Co-0,007%Y-1,03%C залишається малим ( = (0.9–1.7)10-6 К-1) при низьких температурах, а поблизу 300 К спостерігається незначне підвищення ТКЛР ( = (1,9–3,0)10-6 К-1). При цьому, згідно рентгенівським даним, фазовий склад сплаву не змінився як після деформування, так і після наступного охолодження до температури 110 К, що зумовлено високою концентрацією вуглецю (1,37%С). Отримані дані вказують на те, що інварні властивості даних аустенітних сплавів зберігаються після циклічної знакозмінної деформації.

Таблиця 5. Усереднені значення пружних характеристик і температури Дебая для сплавів Fe-30%Ni-0,009%Y-1,37%C та Fe-30,1%Ni-1,0%Co-0,007%Y-1,03%C у вихідному стані і після випробовувань на втому.

Частина зразка | Обробка | Х/Хвих 100% | <E>, ГПа | <G>,ГПа | <D>,

K

Fe-Ni-Y-C | Пласт. | 1373 К | 142,11 | 56,41 | 395,2

Головка | Циклічне спадаюче навантаж. | 141,44 | 56,60 | 394,8

-0,47 | +0,34 | -0,09

Робоча частина | 138,81 | 56,06 | 393,1

-2,32 | -0,62 | -0,53

Fe-Ni-Co-Y-C | Пласт. | 1373 К | 142,77 | 56,79 | 393,9

Головка | Циклічне спадаюче навантаж. | 140,86 | 56,54 | 392,5

-1,34 | -0,44 | -0,35

Робоча частина | 139,79 | 56,16 | 391,2

-2,09 | -1,11 | -0,67

Головка | Циклічне зростаюче навантаж. |

141,61 | 56,67 | 393,0

-0,81 | -0,21 | -0,23

Робоча частина | 140,46 | 56,13 | 391,4

-1,62 | -1,16 | -0,62

Дилатометричні дані вказують на відносно стійку жорсткість міжатомного зв’язку у сплавах після деформації, що є важливим для збереження стабільності їх фізичних властивостей. Для підтвердження цієї гіпотези проведено ультразвукові вимірювання сплавів до і після механічних випробовувань на втому для обох схем циклічного навантаження, тобто при зростанні та зниженні амплітуди деформації.

Вимірювання поздовжньої і поперечної швидкості ультразвуку (<vl> та <vt> відповідно) в центрі робочої частини гантелеподібних зразків, які продеформовано при спадаючому циклічному навантаженні, показали слабке зменшення порівняно з їх усередненими величинами у вихідному стані сплавів, що свідчить про появу дефектів кристалічної будови. На дефектність металу після випробовувань вказує також незначне зменшення густини (0,15%) центральної частини зразків як після циклічного зростаючого, так і після спадаючого навантаження. Але, пружні модулі робочої частини гантелеподібного зразка змінюються лише на декілька відсотків (табл. 5). Для сплаву Fe-30%Ni-0,009%Y-1,37%C в робочій центральній частині зразка зниження значень модуля Юнга і модуля зсуву не перевищує 2,3% та 0,6% відповідно; для сплаву Fe-30,1%Ni-1,0%Co-0,007%Y-1,03%C відповідні величини зменшуються відповідно на 1,6 - 2,1% та 1,1%. Зміна пружних модулів та температури Дебая циклічно навантаженої частини металу в невеликих межах підтверджує стабільність міжатомного зв’язку в сплавах.

Таким чином, проведені механічні випробування показали, що сплави Fe-Ni-Co-Y-C витримують циклічне навантаження, зберігаючи в припустимих межах як інварні, так і пружні властивості, що забезпечено незмінним фазовим складом і відносно стабільним міжатомним зв’язком. Встановлено, що інварні сплави, які містять вуглець, не виявили ефект знеміцнення при збільшенні числа циклів, який є характерним для аустенітних сталей, що обумовлено різним механізмом деформації і релаксації напружень в цих матеріалах.

У п’ятому розділі вивчено вплив ударної ультразвукової і низькочастотної обробки (УУЗО та УНЧО) на фазовий склад, атомний перерозподіл і надтонку магнітну структуру, мікротвердість, термічне розширення і пружні модулі інварних сплавів на основі Fe-Ni-C.

Рис. 9. Зображення мікроструктур зразків сплавів Fe-30,1%Ni-0,44%Mn-1,22%C після відпалу при 1373 К (а) і після УУЗО прогтягом 10 сек. з амплітудою 28 мкм (б).

Для з’ясування змін фазового складу сплавів га їх механічних властивостей під дією ультразвуку проведено металографічні та дюрометричні дослідження поверхонь зразків-пластин у вихідному стані після відпалу 1373 К 0,5 год. і після УУЗО з амплітудою 28 мкм.

Зразки сплавів Fe-Ni-C і Fe-Ni-Mn-C у вихідному стані мають чітко виражену структуру (рис. 9 а), яка складається з аустенітних зерен з середнім розміром близько 50 мкм.

При ультразвуковій ударній обробці зразка сплавів вигляд мікроструктури практично не змінюється, а спостерігається лише незначне звуження міжзеренних границь внаслідок пластичного деформування зерен (рис. 9 б). Дюрометричні вимірювання показали поступове зростання мікротвердості зразків на кожному ступені