Сплавы с заданными температурными коэффициентами теплового расширения

Сплавы с заданными температурными коэффициентами теплового расширения.

Прецизионные сплавы с заданными температурными коэффициентами линейного расширения (ТКЛР) представлены большой группой сплавов, поставляемой металлургической промышленностью по ГОСТ 14080—68, 14081—68, 14082—68 и по техническим условиям.

Основными параметрами, характеризующими эти сплавы, являются значения ТКЛР, регламентированные в определенных интервалах температур в зависимости от условий применения сплавов.

Развитие новой техники, в том числе квантовой электроники, радиотехники, криогенной промышленности, связано, в частности, с разработкой и применением новых прецизионных сплавов, имеющих особые тепловые свойства в комплексе с другими характеристиками.

 

В метрологической, криогенной, радиоэлектронной технике и геодезии используют сплавы со значением ТКЛР порядка 10–6 град–1 и ниже. Величины ТКЛР, близкие к нулевому значению, необходимы для обеспечения высокой точности измерительного инструмента, создания стабильных эталонов длины, газовых лазеров, а также сооружения безкомпенсационных трубопроводов для перекачки сжиженных газов.

Подавляющее большинство конструкций электровакуумных, газоразрядных и полупроводниковых приборов имеет спаи металла с неорганическим диэлектриком (например, стеклом, керамикой, слюдой), к которым предъявляются высокие требования в части вакуумной плотности. Многие изоляторы и полупроводники имеют ТКЛР ниже, чем ТКЛР обычных металлов и сплавов. Чтобы получить герметичные спаи стекла, керамики или полупроводников со сплавами, необходимо иметь соответствие ТКЛР для соединяемой пары в технологическом и эксплуатационном интервалах температур. Допустимые различия в значениях ТКЛР соединяемых материалов должны быть не более 6·10–7 град–1; они зависят от конструкции спая, свойств окисной пленки, качества спая, пластичности материала.

В случае большого различия теплового расширения сплава и неорганического диэлектрика возникающие напряжения приводят к образованию трещин в спаях и к потере герметичности в процессе работы узла прибора.

В современном производстве терморегуляторов и в специальной автоматике широко используют термобиметаллы для изготовления элементов, чувствительных к изменению температуры. Одной (пассивной) составляющей термобиметаллов являются сплавы с ТКЛР, близким к нулю, другой (активной) — сплавы с очень высокими значениями ТКЛР.

Для обеспечения заданных значений ТКЛР в узких пределах, регламентированных ГОСТами и техническими условиями на поставку сплавов, а также особо высоких требований к качеству поверхности готовой продукции, осуществляется прецизионная технология их производства. Эта технология включает выплавку сплавов из чистых шихтовых материалов, в основном в высокочастотных индукционных открытых или вакуумных печах, отделку поверхности полуфабрикатов, термическую обработку в водородных или в вакуумных печах.

Сплавы отличаются достаточной прочностью и высокой пластичностью. Это позволяет изготовлять из них продукцию в широком сортаменте, определяемом оборудованием металлургических заводов.

Большую часть номенклатуры составляют ферромагнитные сплавы, заданное тепловое расширение которых ограничено температурой Кюри, которая для большинства сплавов находится ниже 600°С. К другой группе относятся немагнитные сплавы. Заданное расширение этих сплавов обеспечивается в широком температурном интервале до 900°С в результате использования молибдена, циркония, вольфрама и других тугоплавких металлов. В этом случае ТКЛР определяется тепловым расширением исходных металлов и почти не отличается от средней аддитивной величины.

Классификация сплавов приведена в табл. 173. Принятая классификация сплавов с заданными ТКЛР проведена исходя из характеристик их магнитных свойств и значений ТКЛР (минимальные, низкие, средние и высокие).

Классификация сплавов с заданными температурными коэффициентами линейного расширения

Сплавы первой группы обладают ферромагнитными свойствами, а сплавы второй группы — парамагнитные. Преобладающее число сплавов составляют двойные или сложнолегированные сплавы на железоникелевой основе. Такое положение прежде всего определяется наличием в системе Fe—Ni области, в которой сплавы обладают резко выраженной аномалией теплового расширения и ряда других свойств.

Краткие сведения о концентрационной зависимости основных физических свойств и структурных особенностей сплавов системы Fe—Ni дают представление о возможных областях использования непосредственно двойных сплавов, а также малолегированных сплавов на их основе.

Сплавы Fe—Ni в большой области концентраций образуют твердый раствор на основе γ-фазы (рис. 297).

Диаграмма состояний системы Fe—Ni

В области температур ниже 900°С со стороны составов с большим содержанием железа наблюдается фазовое превращение γàα, протекающее по мартенситной кинетике. Диаграмма метастабильного состояния для сплавов системы Fe—Ni в области инварных составов приведена на рис. 298. Кривые построены для сплава Fe—Ni с очень малым содержанием примесей, менее 0,01%.

Диаграмма метастабильного состояния системы Fe—Ni

В сплавах Fe—34% Ni до температуры 4,2°К не происходит превращение γàα (кривая М). Однако при пластической деформации (кривая Мд) температура начала фазового превращения значительно возрастает. Граница начала превращения при деформации смещается к сплаву, содержащему уже около 38% Ni. Напротив, температура перехода αàγ при нагреве деформированного металла (кривая Ад) понижается по сравнению с температурой для сплава без деформации. Небольшие добавки легирующих элементов и примеси значительно смещают точку начала мартенситного превращения.

Кристаллическая структура γ-твердого раствора представляет собой гранецентрированную кубическую решетку. В области составов до 34% Ni может происходить фазовое превращение гранецентрированной кубической решетки γ-фазы в объемно-центрированную кубическую решетку α-фазы. Параметр кристаллической решетки γ-фазы с уменьшением содержания никеля ниже 60% отклоняется от закона Вегарда в сторону больших значений параметра решетки (рис. 299).

Зависимость от состава параметра гранецентрированной кристаллической решетки сплавов Fe—Ni

Наибольший параметр решетки имеет сплав с 39% Ni. Плотность сплавов с уменьшением содержания никеля падает, причем вблизи границы γàα-превращения наблюдается аномальный ход кривой, как это показано на рис. 300.

Плотность сплавов системы Fe—Ni

Температурный коэффициент линейного расширения сплавов Fe—Ni с уменьшением содержания никеля ниже 60% (по массе) имеет аномальный ход. Полюс самого минимального расширения соответствует сплаву, содержащему 36% Ni. Этот сплав был назван инваром. Инварный эффект проявляется в интервале концентраций сплава вблизи 36% Ni как в сторону увеличения никеля, так и в сторону его уменьшения. На рис. 301 приведены кривые ТКЛР для всей системы сплавов.

Зависимость температурного коэффициента линейного расширения Fe—Ni сплавов от состава

В области сплавов от 36% до 60% Ni в зависимости от концентрации сплавы могут иметь ТКЛР от 1·10–6 до 11,5·10–6 град–1, т. е. температурный коэффициент увеличивается более чем в 11 раз. Следовательно, эффект инварности распространяется на значительный интервал составов системы Fe—Ni. Аномалия свойств, связанная с инварным эффектом, используется в промышленности для разработки сплавов с заданным температурным коэффициентом линейного расширения.

Модуль упругости сплавов Fe—Ni изменяется в зависимости от содержания элементов по кривой с минимумом, что видно на рис. 302.

Зависимость модуля упругости Е и температурного коэффициента модуля упругости  Fе—Ni сплава от состава

Температурный коэффициент модуля упругости (ТКМУ) βy = Е–1·(dE/dT) для сплавов, содержащих от 29 до 44% Ni, находится в области положительных значений; максимальная величина ТКМУ у сплава с 36% Ni.

Зависимость температуры Кюри от состава см. на рис. 297. С повышением содержания железа выше 35% температура Кюри, пройдя через максимум, уменьшается. Намагниченность насыщения с повышением содержания железа выше 45% (рис. 303) начинает сильно уменьшаться.

Намагниченность насыщения сплавов Fe—Ni в зависимости от состава при температурах –273°С и 20°С

Эта аномалия при изменении состава сплавов не связана с понижением температуры Кюри, так как отклонение от линейной зависимости намагниченности насыщения от состава наблюдается также и при температуре, близкой к абсолютному нулю. Провал магнитного насыщения в области инварных составов объясняется существованием антиферромагнитного взаимодействия между атомами железа в гранецентрированной кристаллической решетке.

Изменение теплоемкости и теплопроводности сплавов системы Fe—Ni в интервале температур 25—100°С от составов приведена на рис. 304. Для сплавов инварного состава характерными являются наибольшие значения теплоемкости и наименьшие значения теплопроводности.

Зависимость теплоемкости и теплопроводности сплавов системы Fe—Ni от состава

Электросопротивление в зависимости от состава проходит через максимум при содержании в сплаве 30% Ni, как это показано на рис. 305.

Зависимость удельного электросопротивления ρ сплавов от состава и температуры

Кривые зависимости термоэлектродвижущей силы сплавов системы Fe—Ni от состава и температуры приведены на рис. 306. Сплавы с гранецентрированной кристаллической решеткой при температурах ниже 100°С имеют отрицательные значения электродвижущей силы.

Изменение термоэлектродвижущей силы сплавов Fe—Ni по отношению к платине в зависимости от состава и температуры

Кроме ферромагнитных сплавов аустенитного класса со средним по величине температурным коэффициентом линейного расширения, производятся также ферритные сплавы на основе системы Fe—Сr. Легирование в этом случае проводят для стабилизации α-фазы в области температур соединения сплава со стеклом. Сплавы системы Fe—Сr имеют ТКЛР порядка 11·10–6 град-1 до 580°С.

Основной тенденцией развития сплавов с заданными ТКЛР является снижение ТКЛР при расширении температурного интервала в котором сохраняются их низкие значения. Путем легирования Fe—Ni и Fe—Ni—Со основ не удалось получить ферромагнитных сплавов с низким и средним ТКЛР, постоянным выше 500°С, что определяет порог применения сплавов на ферромагнитной основе. Поиски аномалий теплового расширения сплавов на других основах также не дали результатов. Поэтому пришлось использовать тугоплавкие металлы, имеющие низкий ТКЛР. Вольфрам, молибден, цирконий имеют ТКЛР соответственно 4,5; 5,8; 6,7·10–6 град–1, причем при повышении до температур 800—1000°С ТКЛР растет монотонно. На основе циркония удалось найти технологичные сплавы с низким ТКЛР — до 900°С.

Немагнитные сплавы со средним ТКЛР были разработаны на основе систем Ni—W и Ni—Мо при концентрациях вольфрама и молибдена, необходимых для перевода сплава в парамагнитное состояние (20—25%) и получения заданного комплекса свойств.

Сплавы с высокими значениями ТКЛР представляют собой немагнитные легированные стали и сплавы на Fe—Ni—Cr; Mn—Ni—Cu; Mn—Pd основах. В аустенитных железоникельхромистых сталях ТКЛР для интервала температур 20—100°С достигает значения ~17·10–6 град–1. Более высокие значения ТКЛР получают на сплавах Мn—Ni—Сu и Мn—Pd. Сплавы с высокими значениями ТКЛР применяют в качестве активной составляющей термобиметаллов и для работы в различного рода соединениях, в которых их большое тепловое расширение находится в соответствии с расширением других материалов.

 

Принятые обозначения и пересчетные значения для ряда единиц измерения

Принятые обозначения

Принятые обозначения

Принятые обозначения

Принятые обозначения

Пересчетные значения для ряда единиц измерения