рефераты бесплатно
Рефераты бесплатно, курсовые, дипломы, научные работы, курсовые работы, реферат, доклады, рефераты, рефераты скачать, рефераты на тему, сочинения,рефераты литература, рефераты биология, рефераты медицина, рефераты право, большая бибилиотека рефератов, реферат бесплатно, рефераты авиация, рефераты психология, рефераты математика, рефераты кулинария, рефераты логистика, рефераты анатомия, рефераты маркетинг, рефераты релиния, рефераты социология, рефераты менеджемент и многое другое.
ENG
РУС
 
рефераты бесплатно
ВХОДрефераты бесплатно             Регистрация

Реферат: Прецизионные сплавы  

Реферат: Прецизионные сплавы

                              ВВЕДЕНИЕ.

В конце прошлого века французский исследователь Ч.Гийом               [ 1, с. 3—5] обна­ружил в системе железо — никель сплавы, обладающие тепловым расширением на целый порядок ниже расширения составляющих компонентов. При увеличении концентрации железа в сплаве происходит снижение температурного коэффи­циента линейного расширения а; особо резкое его падение начинается при содер­жании железа более 50 %. Полюс самого низкого а соответствует содержанию 65 % (ат.) Fе в сплаве. Этот сплав был открыт Гийомом в 1886 г. и назван                    инваром из-за очень низкого температурного коэффициента линейного расши­рения. Аномалия свойств, связанная с инварным эффектом, используется при раз­работке сплавов с заданным значением а. Сплавы инварного класса имеют анома­лии большинства физических свойств. Эти особенности инварных сплавов поз­воляют создавать материалы с уникальными характеристиками.

Необычный характер изменения свойств в сплавах на основе железо — никель широко используется в различных отраслях промышленности. В метрологии, криогенной, радиоэлектронной технике и геодезии часто не могут обойтись без сплавов со значениями а менее 2 • 10-6 К. В этих случаях значения а, близкие к нулевому, диктуются условиями эксплуатации, требованиями обеспечить вы­сокую точность измерительного инструмента, стабильность эталонов длины, вы­сокую устойчивость работы газовых лазеров, эксплуатационную надежность трубо­проводов для транспортировки сжиженных газов и т.п.

Сплавы для соединения с диэлектриками (стекло, керамика, слюда и т.п.) должны иметь определенное значение и. Надежные соединения различных по свойствам материалов можно создать только при согласовании а в технологичес­ком и эксплуатационном интервале температур. Сплавы с заданным значением а для указанных целей также созданы на основе инварных композиций.

В приборах автоматического терморегулирования широко используют термо-биметаллы. Пассивная составляющая термобиметаллов является сплавом с а, близким к нулю, активной составляющей служат сплавы с высоким значением а. Чем больше разница в тепловом расширении активной и пассивной составляю­щих, тем выше чувствительность термобиметалла.

Среди большого числа сплавов с заданным а преобладающая часть создана на основе сплавов системы Fe—Ni в области концентраций инварного состава. По этой причине за последние 15—20 лет изучению железоникелевых сплавов пос­вящены многие сотни работ, выдвинуты десятки гипотез для объяснения природы аномального характера свойств сплавов инварного класса. И, несмотря на боль­шие усилия, приложенные учеными многих стран в исследованиях инварного эффекта, вопрос о природе инварности все еще остается нерешенным. Таким образом, инварность превратилась в проблему.

В этой связи не случайно, если еще не учитывать то, что инварные сплавы пред­ставляют интерес в теоретическом отношении, число публикаций по этому вопро­су ежегодно составляет многие десятки работ.

Элинварные и механические свойства мартенситно-аустенитных сплавов

Известно большое число элинварных аустенитных сплавов, содержащих 40—50 % Ni, у которых с повы­шением температуры модуль упругости практически не изменяется (температурный коэффициент модуля упругости близок или равен 0) [1, 2]. Эти сплавы имеют относительно невысокий уровень механичес­ких свойств в недеформированном состоянии . Повышение предела упругости сплавов до 1000—1100 Н/мм2 достигается лишь после холодной пластической деформации с высокими сте­пенями (90—98 %) и реализуется лишь в небольших сечениях (тонкая лента, проволока).

Применение высокопрочных мартенситных спла­вов для этих целей невозможно, так как у них нет элинварного эффекта.  Проблема решается при использовании мартенсит­но-аустенитных сплавов, обладающих повышенными механическими свойствами (по сравнению с чисто аустенитными сплавами) и высокими элинварными характеристиками, близкими к свойствам аустенит-ных сплавов этого назначения [3, 4].

В качестве основы для исследования мартенситно-аустенитных сплавов выбрана система Fe—Ni, обеспе­чивающая получение мартенситной структуры после закалки, а также протекание мартенситно-аустенитного превращения и дисперсионного твердения. Для интенсификации процесса старения сплавы легирова­ли титаном [5, 6]. Исследуемые сплавы не содержат кобальт, а введение небольшого количества молибде­на (около 1 %) обусловлено его высокой поверхнос­тной активностью, предотвращающей зерногоаничное выделение карбонитридов и интерметаллидов.

Исследовали бескобальтовые мартенситностареющие сплавы Fe (20—25) % Ni, легированные небольшими добавками Ti и Мо. Легиро­вание сплавов 20—25 % Ni связано с необходимостью получения при термической обработке стабилизиро­ванного аустенита.

Выплавку сплавов проводили вакуумно-индукционным способом. Сливки ковали на прутки круглого (диаметром 8 мм) и квадратного (14х14 мм) сечения, из которых вырезали образцы для определения меха­нических и элинварных свойств. Образцы подвергали закалке или закалке и холодной пластической дефор­мации со степенью обжатия 30—70 %, а затем старе­нию в интервале 450—6500С в течение 2 ч. Опреде­ляли механические свойства образцов.

6, ф. Температурный коэффициент частоты ТКЧ оценивали по изменению частоты собственных продо­льных колебаний образца при электромагнитном возбуждении на установке "Эластомат 1.024" (в интервале температур —40-+60 °С). Температурные коэффициенты модуля упругости и частоты связаны между собой зависимостью:

                                        ¡ = 2b - a

где ¡ — ТКМУ; b — ТКЧ; a — температурный коэф­фициент линейного расширения (ТКЛР). Количество стабилизированного аустенита после нагрева до разных температур определяли рентгеноструктурным методом в железном К-излучении. Для изучения структуры и морфологии образующихся при нагреве упрочняющих и интерметаллидных фаз, а также кристаллов аустенита использован электронно-мик­роскопический метод исследования.

Исследовали влияние температуры старения на твердость сплавов и количество стабилизированной g-фазы. Установлено (рис. 1), что твердость достига­ет максимума после нагрева до 480-500 оС. При более высоких температурах наблюдается разупроч­нение, связанное с образованием  g-фазы и укрупне­нием выделившихся частиц интерметаллидов. Для получения в структуре исследованных сталей 40— 60 % стабилизированного аустенита, обеспечивающе­го эффект элинварности, необходимо их подвергать выдержке при                 525—650 оС в течение 1—2 ч. Следует отметить, что в структуре сплавов Н21ТМ и Н23Т2М содержится менее 40 % аустенита, что связано с меньшим количеством никеля (21 %) в сплаве Н21ТМ и с повышенным содержанием титана в спла­ве Н23Т2М. Под действием титана в последнем спла­ве происходит интенсивное обеднение твердого рас­твора по никелю за счет выделения при старении никельсодержащего интерметаллида. Сплав Н25ТМ недостаточно упрочняется при старении, что обуслов­лено низкой температурой a - у-превращения и малым содержанием титана. В связи с этим в даль­нейшем исследование проводили на сплавах Н23ТМ и Н25Т2М, в которых соотношение степени упрочне­ния и количества  g-фазы после старения оптимально.

Эффективным способом повышения прочности исследуемых сплавов является пластическая дефор­мация.

Исследовали влияние холодной деформации про­каткой, проводимой после закалки (т.е. в мартенситном состоянии), на твердость сплавов и количество в них  g-фазы после старения при температуре 550 оС, что на 40-50 оС выше  Показано  , что

существенное  изменение твердости   наблюдается после деформации со степенью об­жатия     30 %. Дополнительное повышение твер­дости состаренного мартенсита сплавов за счет прове­дения предварительной деформации, по-видимому, обусловлено увеличением плотности дислокаций, протеканием деформационного старения и повыше­нием дисперсности выделяющихся интерметаллидных фаз. Дальнейшее увеличение степени деформации до 50—70 % практически не вызывает дополнительного упрочнения сплавов при последующем старении. Из приведенных данных следует , что предвари­тельная деформация способствует дополнительному повышению твердости, практически не оказывая влияния на количество стабилизированного аустени­та и элинварные свойства.

Проводили электронно-микроскопическое исследо­вание структуры сплава Н23ТМ после закалки и старения в двухфазной а   g-области. В закаленном состоянии кристаллы мартенсита имеют реечную форму ("псевдомартенсит"). После старения при 500 оС 1 ч (что свидетельствует максимуму прочнос­ти) в структуре сплава наблюдается большое коли­чество иглообразных частиц интерметаллидной фазы толщиной 5—10 и длиной 20—40 нм. Анализ микро-электронограмм показал, что выделившемуся интер-металлиду соответствует ГПУ-структура типа Т1 (а - 0,255 нм,  c= 0,42 нм). Старение при более вы­сокой температуре - 525 оС 1 ч (выше Ау на 15 'О приводит к укрупнению частиц упрочняющей фазы и образованию стабилизированного аустенита, распо­ложенного в виде тонких протяженных пластин меж­ду рейками мартенсита. На ранних стадиях образова­ния  g-фазы толщина пластин составляет 10—20 нм. При увеличении температуры до 550—575 оС и вре­мени выдержки до 2—3 ч размер кристаллов у-фазы в поперечнике возрастает до 50—200 нм, а ее объем­ная доля составляет 40—55 %. Следует отметить, что кристаллы аустенита между реек мартенсита свобод­ны от частиц интерметаллидной фазы.

На рис. 3 представлены результаты исследования влияния температуры старения на прочностные, упругие и элинварные свойства, а также на количес­тво стабилизированного аустенита сплава Н23ТМ (предварительно закаленного и холоднодеформиро-ванного   d - 30 %). Старение мартенсита при 400— 500 оС способствует увеличению характеристик про­чности и упругости за счет образования дисперсных интерметаллидных фаз (при этом предварительная деформация вызывает рост характеристик прочности и упругости на 200 Н/мм2). При более высоких тем­пературах старения образуется g-фаза (А - 510 °С), вследствие чего интенсивность упрочнения уменьша­ется и происходит заметное увеличение ТКМУ. Дальнейшее повышение температуры нагрева приво­дит к разупрочнению, связанному с увеличением количества       g-фазы и коагуляцией частиц упрочняю­щих фаз.

Наиболее высокие прочностные свойства достига­ются после старения в интервале температур 450— 550 °С, минимальные (по абсолютной величине) значения ТКМУ — при 525—575 °С. Оптимальное сочетание прочности и элинварности удается полу­чить, когда эти интервалы перекрываются, т.е. после старения при 525-550 °С. Сплав Н25Т2М имеет аналогичный характер изменения свойств.

На экономнолегированных сплавах Н23ТМ, Н25Т2М после закалки и старения при 525—550 °С 2 ч (без предварительной деформации) получен сле­дующий комплекс прочностных, упругих и термоуп­ругих свойств.'Исследо­ванные сплавы существенно превосходят известные аустенитные сплавы типа 44НХТЮ (Н44Х5Т2Ю) [1, 2] по уровню прочностных и упругих свойств, но при этом содержат на 20 % меньше никеля. На сплавах, подвергнутых предварительной холодной деформа­ции, прочностные характеристики возрастают при­мерно на 200 Н/мм2, при этом ТКМУ не изменяется. Следует отметить, что указанные свойства достига­ются (как в деформированном, так и в недеформиро­ванном состоянии) на прутках крупных сечений диаметром 20—100 мм.

Рассмотрим механизм структурных процессов, обеспечивающих элинварные свойства. Известно [I], что элинварные свойства (т.е. аномально низкие значения температурного коэффициента модуля упругости ТКМУ) имеют аустенитные сплавы на Fe—Ni-основе, содержащие 29,8—44,4 % Ni. В работе [3] установлено, что сплав 21НКТМ в мартенситном состоянии имеет ТКМУ = -(200-250)- 10-6 , a после старения в двухфазной (a + g)-области значе­ния этого коэффициента снижаются до —(30—50) х х 10-6 K', что обусловлено образованием стабильно­го аустенита, обогащенного никелем до                           30 %.

Можно сделать предположение о природе элинвар­ности сплавов типа Н23ТМ. Вероятно, элинварные свойства сплава Н23ТМ являются результатом ком­пенсации больших отрицательных значений ТКМУ мартенсита и больших положительных значений ТКМУ аустенита: -(200-250) • 10-6 и +(200-250) х х 10 -6 ЛГ соответственно. Достижение больших по­ложительных значений ТКМУ аустенита сплава Н23ТМ является следствием его существенного обо-

гащения никелем. Это, вероятно, обусловлено проте­канием двух процессов . Одним из них явля­ется обратное а - g-превращение,

обеспечивающее образование стабилизированного аустенита. В соот­ветствии с диаграммой состояния в сплавах Fе—(21—23) % Ni после нагрева при температурах 500—600 °С формируется у-фаза с повышенным (до 27—29 %) содержанием никеля. Однако такого обога­щения никелем недостаточно для реализации элин­варных свойств. Очевидно, важную роль в сущес­твенном снижении ТКМУ играет второй процесс, связанный с растворением выделившихся интерме-таллидов и дополнительным обогащением аустенита никелем. После старения сплава Н23ТМ в интервале 450—500 оС выделяются частицы Ni Ti, равномерно распределенные по объему мартенсита, в том числе и вблизи границ кристаллов. Первые тонкие прослой­ки аустенита образуются на границах кристаллов у-фазы, характеризующихся дефектностью и пони­женной энергией зарождения. Повышение темпера­туры старения до 550 — 575 °С сопровождается рос­том толщины пластин и последовательным поглоще­нием ранее выделившихся вблизи границ высокодис-персных частиц интерметаллида< Следует отметить, что размер пластин (50 — 200 им) существенно пре­вышает размер частиц         (5—20 нм). Обнаружено, что частицы отсутствуют в этих пластинах, т.е. растворе­ны в у-фазе. Можно предположить, что на началь­ных стадиях образования аустенита происходит час­тичное растворение фазы     Ni Тi (обогащенной нике­лем) , что приводит к появлению концентрационных неоднородностей и локальному увеличению содержания никеля. Старение при температурах выше 600 оС вызывает более полное растворение частиц интерме-таллидов в аустените, выравнивание состава по нике­лю и, как следствие, к увеличению значения ТКМУ.

Страницы: 1, 2, 3


© 2010.