СТРУКТУРА, ^^^^^^^^
ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.1 '24:539.4.015:536.413
использование промежуточной нанокристаллической
Y-фазы для получения аустенитных сталей
с регулируемым коэффициентом термического расширения
© 2014 г. В. В. Сагарадзе, В. А. Завалишин, Н. В. Катаева, И. Г. Кабанова, |И. И. Косицына
М. Ф. Клюкина, А. И. Валиуллин, В. А. Казанцев
Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, С. Ковалевской, 18,
e-mail: vsagaradze@imp.uran.ru Поступила в редакцию 22.07.2013 г.; в окончательном варианте — 09.10.2013 г.
На метастабильном аустенитном сплаве железа с 31.3 мас. % никеля (Н31) показана возможность формирования концентрационной неоднородности по никелю в мелкозернистом аустените в результате а ^ у-превращения при условии предварительного образования обогащенной никелем промежуточной нанокристаллической у-фазы. Оценены значения коэффициентов термического расширения (КТР) при (—100)—300°С в концентрационно неоднородной стали Н31 после различных термических обработок. Выяснены условия регулирования КТР в широких пределах.
Ключевые слова: железоникелевые сплавы, в-мартенсит, нанокристаллическая у-фаза, упрочнение, электронная микроскопия.
DOI: 10.7868/S0015323014050088
1. ВВЕДЕНИЕ
В последнее время получение новых физических и механических свойств сплавов связывается с реализацией нанокристаллического состояния в результате создания нанопленок, консолидации нанопорошков, интенсивной пластической деформации, нанокристаллизации или осуществления прямого и обратного мартенситных превращений [1—10]. Часто нанокристаллические материалы имеют пониженные характеристики пластичности, что, например, наблюдается в закристаллизованных аморфных сплавах [3]. Улучшить некоторые функциональные свойства сталей и сплавов можно при использовании процесса наноструктурирова-ния в качестве промежуточного этапа. В окончательном состоянии сплав станет мелкозернистым, а не нанокристаллическим, но он будет обладать новыми или улучшенными физическими свойствами. Получить эти свойства можно только, если на первом этапе обработки будет создано нанокри-сталлическое состояние. Примером может служить предварительное образование нанокристалличе-ского аустенита в процессе обратного а—у-превра-щения при медленном нагреве в инварных сплавах Бе—(30—32%) N1 [5—10], которое сопровождается перераспределением никеля между образующейся наноразмерной у-фазой и остаточным а-мартен-ситом в соответствии с диаграммой равновесия
Fe—Ni [11]. Медленный нагрев со скоростью меньше 0.4 град/мин необходим для того, чтобы успеть за счет диффузии обогатить никелем нанокристаллические у-пластины, а а-фазу — соответственно обеднить. Последующий быстрый нагрев расслоенной по никелю (а + у)-смеси выше температуры окончания а ^ у-превращения может зафиксировать концентрационную неоднородность в однофазном аустенитном состоянии, но размер у-зерна при этом возрастает до микронного уровня [6—10]. В этих условиях обработки Fe-Ni-инвар (Н32) может расслаиваться на неинварные составляющие (напр., на Н40 и Н25) с увеличением значений коэффициента термического расширения (КТР). Настоящее исследование посвящено анализу структурных и концентрационных изменений при а—у-превращении в Fe—Ni метастабильных аустенитных сталях с целью регулирования коэффициента термического расширения в широких пределах, используя промежуточное нано-кристаллическое состояние у-фазы.
2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для исследования был взят сплав железа с 31.3 мас. % Ni (Н31) и мартенситной точкой Мн = = —80°С. Содержание углерода в сплаве не превышало 0.02 мас. %. После горячего обжатия слитка
проводили гомогенизацию при 1200°С в течение 2 ч и проковку в прутки сечением 10 х 10 мм. Фрезеровкой удаляли поверхностный слой 1—1.5 мм и электроискровым методом вырезали образцы. Образцы закаливали в воде от 1150°С и охлаждали в жидком азоте для формирования ~80—85% атер-мического линзовидного а-мартенсита с ОЦК-решеткой и габитусом {259}у. Образование обогащенного никелем нанокристаллического аусте-нита осуществляли в процессе а ^ у-превраще-ния при медленном нагреве со скоростью 0.2 град/мин от комнатной до различных температур (360—510°С) в межкритическом интервале (а + у) с последующим охлаждением в воде. Отдельные образцы из межкритического интервала либо после их охлаждения в воде быстро нагревали до 600°С с последующим охлаждением в воде. Этим фиксировали расслоение по никелю в однофазной аустенитной области.
Расслоение по никелю анализировали магнитометрическим методом (с помощью магнитных весов Фарад ея [12]) по изменению температуры Кюри, которая сильно зависит от содержания никеля в Ре-№-аустените. Измерение намагниченности осуществляли по силе втягивания образца в неоднородное магнитное поле. Неоднородное магнитное поле, направленное горизонтально, имело градиент менее 2% на 1 мм высоты и создавалось электромагнитом с профильными полюсами. Образцы для измерений, вырезанные прямо из электронно-микроскопических фольг, имели массу в пределах 0.08—0.25 мг и форму прямоугольной или треугольной пластины толщиной 30—40 мкм. Образцы со столь малой массой взвешивали на микровесах типа ВаЛойш. Погрешности измерения внешнего магнитного поля ~0.5%, намагниченности ~1.5%, температуры в статическом режиме ~2°. В динамическом режиме в интервале 50—300°С погрешность измерения температуры могла доходить до ~7° при нагреве или охлаждении со скоростью 3 град/мин. Измерения намагниченности при температурах выше комнатной осуществляли в вакууме ~10-2Па. На температурных зависимостях намагниченности расстояние между соседними точками по времени соответствовало 200 с.
Измерение удельного электрического сопротивления проводили четырехконтактным методом (с переключением полярности тока 200 мА) на образце в виде прямоугольного параллелепипеда с размерами 0.6 х 0.8 х 10 мм3. Контакты из никелевой проволоки диаметром 0.1 мм приваривали к концам образца точечной сваркой. ЭДС на потенциальных концах при прямом и обратном направлении тока усреднялась (по модулю) и пе-ресчитывалась (с учетом геометрии образца и тока) в удельное электрическое сопротивление. Температуру измеряли хромель-алюмелевой тер-
мопарой, конец которой находился рядом с серединой образца. Всю сборку через вакуумное уплотнение помещали в кварцевую трубу с приваренным патрубком для откачки воздуха и напуска гелия под давлением чуть выше атмосферного. Эту кварцевую трубу, в свою очередь, помещали в трубчатую печь с микропроцессорным регулятором температуры, задававшем необходимую скорость нагрева или охлаждения.
Коэффициент термического расширения (КТР) определяли на кварцевом дилатометре DL-1500 RHP фирмы ULVAC SINKU-RIKO, позволяющем измерять КТР в диапазоне температур от —190°С до 800°С с абсолютной погрешностью 1.5 х 10-7 1/град.
Исследование микроструктуры проводили на электронном микроскопе JEM 200CX в темном и светлом полях. Фольги изготавливали из пластинок толщиной ~300 мкм, вырезанных из образцов электроискровым методом. Пластинки шлифовали на шкурке до толщины ~100 мкм, а затем утоняли до необходимой толщины электрохимической полировкой в ортофосфорной кислоте с добавками хромового ангидрида.
3. РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
3.1. Структурные изменения
при а — у-превращении в условиях медленного нагрева
На рис. 1а, б представлено изменение электросопротивления и удельной намагниченности от температуры при медленном нагреве (со скоростью 0.2 град/мин) и охлаждении (со скоростью 3 град/мин) стали Н31 с исходным содержанием а-мартенсита ~80%, полученным после закалки от 1150°С и охлаждения в жидком азоте. При температуре около 400°С начинается заметное отклонение кривых удельной намагниченности и электросопротивления от прямолинейной зависимости, что свидетельствует о начале а—у-превращения (рис. 1а, 1б). В отличие от ускоренного нагрева, нагрев с малой скоростью 0.2 град/мин повышает температуру начала а—у-превращения почти на 100°С (от 300 до ~400°С). Завершение а ^ у-пре-вращения происходит при 520°С. При температурах 485—490°С в интервале а ^ у-превращения наблюдается еще один перегиб на кривых (рис. 1а, 1б), что свидетельствует о смене механизма превращения. Как будет показано дальше (см. рис. 2), образование нанокристаллического аустенита заменяется формированием мелкозернистой глобулярной у-фазы. При использованном медленном нагреве происходит перераспределение никеля между а-мартенситом и остаточным аустенитом в соответствии с диаграммой равновесия Fe—Ni [11]. По границам мартенситных кри-
(а)
180
160 -
140 -
3 120 -
£ 100
80 -
60 -
40 -
20 -
50 100 150 200 250 300 350
Температура, °С
(б)
400
450
500
550
50 100 150 200 250 300 350
Температура, °С
400
450
500
550
0
0
Рис. 1. Температурная зависимость удельного электросопротивления (а) и удельной намагниченности в поле 4 кЭ (б) стали Н31 с исходной мартенситной структурой при нагреве со скоростью 0.2 град/мин и охлаждении со скоростью 3 град/мин.
Рис. 2. Структура стали Н31 после а—у-превращения при нагреве со скоростью 0.2 град/мин до 430 (а), 470 (б), 500 (в) и 510°С (г, д) и ускоренного охлаждения от этих температур до 20°С:
а—г — светлопольные изображения; д — темнопольное изображение в рефлексе (002) глобулярного аустенита.
сталлов успевает формироваться малоникелевый "буферный" слой, в то время как приграничные области остаточного аустенита обогащаются никелем. Повышение температуры начала а ^ у-пре-вращения связано с тем, что образующийся при
медленном нагреве малоникелевый буферный слой препятствует эпитаксиальному зарождению у-фазы на остаточном аустените, как на подкладке [5—7]. Зарождение у-фазы в процессе а ^ у-превращения начинается при более высокой температуре внутри
каждого мартенситного кристалла с образованием до 24 ориентаций наноразмерного пластинчатого аустенита [5—10] в соответствии с мартенситными ориентационными соотношениями, близкими к соотношениям Курдюмова-Закса. Типичная структура с различно ориентированными нанокристал-лами у-фазы (в пределах исходных мартенситных пласт
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.