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.

Таким образом, элинварные свойства мартенситно-аустенитных сплавов типа Н23ТМ являются след­ствием образования стабилизированного аустенита при старении и обеспечиваются различием ТКМУ мартенсита и аустенита, примерно одинаковых по абсолютной величине, но противоположных по знаку. Повышение ТКМУ g-фазы связано с двумя причинами: обогащением ее по никелю в соответ­ствии с диаграммой состояния (на ранних стадиях а - Y-превращения) и дополнительным локальным увеличением содержания никеля при неполном растворении никельсодержащих интерметаллидов. Характерно, что наиболее высокие элинварные свойства сплава Н23ТМ реализуются после старения при 525—560 °С 2 ч, обеспечивающего получение 40—50 % ферромагнитного аустенита и неполное растворение интерметаллвда Ni Ti (аустенит этого сплава, состаренного при 550 "С 2 ч, имеет точку Кюри T=165 С).