Ｆｅ- Ｎｉ低膨胀因瓦合金具有低的膨胀系数． 低的强度和硬度， 抗拉强度小于５００ＭＰａ 。 随着应用领域的扩展， 如海洋长途运输的液化天然气储罐、 特殊传输电缆、 大型电子望远镜的基座定位装置、 因瓦合金模具等． 对因瓦合金的强度等力学性能提出了更高要求。 而传统的因瓦合金强化元素虽然能大幅提高基体合金的强度， 但是合金的膨胀性能也随之增大。 因此， 兼有低膨胀线系数和高强度的低膨胀合金是研究者所关注的研究方向。
所选用的主原料为真空熔炼的４Ｊ３６棒料和丝材、 金属Ｍｏ粉以及辅助材料铝箔等。 金属Ｍｏ粉的主成分９９． ９２％Ｍｏ、 ０． ０８％Ｓ， ４Ｊ３６合金成分见表１。试验研究不同含量的Ｍｏ合金化元素对４Ｊ３６性能的影响． Ｍｏ具有低的膨胀系数以及细化基体晶粒的作用。
试验分别制取合金料质量占主原料 ０． ５％、 １． ０％的试样． 标识为１４、 ２４， 制备的空白样为０“。 试验熔炼选用的是ＲＪ２． ８． １６井式电阻炉， 熔炼过程用心全程保护， 合金化后， 随炉冷却、 脱模； 对试样选用锻打成型工艺． 开锻温度控制为１０５０～１１５０℃． 终锻温度控制为８５０～９５０℃， 锻后尺寸为＋１０ｒｆｌｌＴｌ左右的棒料： 对制取的金相试样和膨胀试样在８５０℃条件下退火软化处理后， 进行金相形貌、扫描电镜形貌、 晶粒度、 显微硬度以及线膨胀系数等的研究。
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合金化后取样化学分析， 将成分列于表２。 将表２的分析结果与膨胀合金手册相比较， 其考核元素和参考元素均符合相应的要求。
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线膨胀系数的测定选用ＤＰ． ４９型热膨胀仪， 试样在氢气保护气氛下加热至８５０℃， 保温１ｈ， 水淬后在３５０～４００℃ 条件下保温１ ｈ。 取出空冷， ２０～１００℃平均线膨胀系数０４为０． ８× １０“／℃、 １４为1.7×10。 ６／℃、 ２４为１． ６× １０。 ６／℃； 膨胀合金手册４Ｊ３６平均线膨胀系数ａ室温～ｌ∞℃≤１． ８× １０巧／＊Ｃ。 从试验结果来看， Ｍｏ合金化后基体的膨胀系数符合标准要求。这是因为Ｍｏ属于顺铁磁性物质， 其质量磁化系数Ｙ为０． ０４× １０－６ ｃｍ３／ｇ， 依据磁致伸缩理论和居里一外斯定律。 在温度小于居里温度时， 产生磁致伸缩效应． 抵消了热膨胀的体积增大值而具有小的膨胀系数。
对于具有单一奥氏体组织选用腐蚀液的配比为：４９ＣｕＳ０４・５Ｈ２０＋２０ｍｌＨＣＩ＋２０Ｈ２０。 试样经过磨抛后进行金相侵蚀， 用ＯＬＹＭＰＵＳ５１ＧＸ型光学显微镜ＯＭ拍取金相照片， 选用ＺＥＩＳＳ ＳＵＰＲＡ５５型ＳＥＭ扫描电镜观察试样， 结果分别列于图１。 对比图１的金相照片． 相对于０４试样． １４和２４试样晶粒尺寸更小， 并且分布均匀。 对试样的晶粒尺寸经过测量计算得晶粒平均直径０’ 为１６． ７、 １４为７． １、 ２４为６． ３斗ｍ由于试样采取了锻打工艺以及退火软化处理， １” 和２４试样金相中有许多孪晶和亚晶结构， 这主要是锻打过程中晶粒破碎形成更为细碎的亚晶， 晶界附近出现位错堆积， 表现为加工强化。
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另外， 测定试样显微硬度选用４０１ＭＶＤ型数显显微维氏硬度计。 测量时选取的载荷为２０Ｎ， 载荷保持时间为１５Ｓ。 本试验选取６个测点， 然后计算其平均值， ０４为１２８． ４ ＨＶ、 １８为１６１． ８ ＨＶ、 ２８为１６５． １ＨＶ。 １８和２４试样的Ｎｉ含量约为３６％， 在这个含量范围， 基体室温组织为单一面心立方结构的奥氏体， 由于孪晶界面能和大角界面能的比值很小。 再结晶退火时易形成退火孪晶。 孪晶使晶界数量增加，细化晶粒， 加大位错运动阻力， 提高合金强度。
据霍尔一配奇公式以及综合强化相关理论，晶粒细化、 退火孪晶以及基体的亚结构均对强度的提高有不同程度作用。 另外， 晶粒细化对基体膨胀系数也存在正影响， 可能是因为晶界的增加使变形阻力增加。
经Ｍｏ合金化后， 合金膨胀系数相对于空白试样有所增加， 但合金化方案的结果均未有超出膨胀合金手册要求的范围。 随着Ｍｏ含量的增加， 试样的晶粒平均直径由７． １¨ ｍ减小到６． ３斗ｍ， 远小于０４试样。
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