книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

нитным. Поэтому кажется возможным, что в чрезвычай­ но большие значения у в железомарганцевых сплавах дает вклад эффект, описанный Оверхаузером: имеется близкое к нулю среднее локальное поле, возникающее из-за почти полной компенсации ферромагнитных и антиферромагнитных взаимодействий в некоторых локаль­ ных участках, в котором находятся многие атомные мо­ менты.

3. Внутреннее трение Fe— Mn сплавов

Внутреннее трение Fe — Mn сплавов подробно изуче­ но в широких концентрационном и температурном ин­ тервалах [84—86].

На кривых температурной зависимости внутреннего трения наблюдается пики, вызванные как различными фазовыми превращениями в системе Fe — Mn, так и ре­ лаксационными процессами.

Высота пиков, обусловленных полиморфными прев­ ращениями, пропорциональна количеству фазы, участву­ ющей в превращении. Температурное положение макси­ мума соответствует максимальной скорости фазового превращения. Температуры появления этих пиков совпа­ дают с температурами начала превращений и зависят от содержания марганца в сплавах.

Образование феррита а и его переход в у-фазу при нагреве в сплавах с малым содержанием марганца соп­ ровождается широкими пиками внутреннего трения [84]. Необычная ширина пиков вызвана диффузионным ха­ рактером превращения в сплавах с малым содержанием марганца.

Увеличение содержания марганца в сплавах затруд­ няет диффузию, и даже при очень медленном охлажде­ нии из y-области наблюдается образование бездиффузионным путем нестабильной а'-фазы (марганцовистого мартенсита). Фазовый переход сопровождается узким максимумом внутреннего трения. В сплавах, состоящих из у-, а'- и 8-фаз, удалось зафиксировать максимум внутреннего трения, сопровождающий е—»-а'-переход.

Наличие в структуре сплавов а'-фазы с о. ц. к. решет­ кой вызывает появление на температурной зависимости внутреннего трения двух релаксационных пиков. Пер­ вый пик, который наблюдали в работе [86] на сплаве с

ПО

16%' Мп при 140° С (рис. 57), возникает также в низко­ углеродистых никелевых, хромопикелевых и хромистых сталях (при образовании в них а-мартенсита) по сле­ дующему механизму. Легирование железа приводит к тому, что в о. д. к, решетке наряду с нормальными пози-

нормальные и аномальные позиции внедрения, что и вы­ зывает появление затухания.

Второй пик, обусловленный присутствием а'-фазы, хорошо известен как двухсотградусный пик (см. рис. 57). Он вызван взаимодействием внедренных атомов с де­ фектами решетки.

у-^г- и е—>-у-мартенситиые превращения, протекаю­ щие в Fe — Mn сплавах, сопровождаются пиками па температурных зависимостях внутреннего трения (рис. 57). Стабилизация аустенита при у^е-переходах вызывает уменьшение высоты и смещение пика при у =г±е-переходе в область более низких температур. Послед­ нее свидетельствует о том, что фазовые у е-переходы не только понижают начало у^-е-превращения, но и сме­ щают температурный интервал минимальной устойчиво­ сти аустенита [87].

Пластическая деформация приводит к понижению высоты пика внутреннего трения, связанного с е—>-у-прев- ращением, и смещению его в область более высоких тем­ ператур. Это означает повышение температуры макси­ мальной скорости образования е-фазы и уменьшение скорости фазового превращения.

В Fe — Mn сплавах с 0,42% С при 290°С на темпера­ турной зависимости внутреннего трения наблюдается пик, высота которого при охлаждении несколько умень­ шается, а сам он смещается в область более низких тем­ ператур (см. рис. 57) [86]. Этот пик возникает из-за на­ личия атомов углерода в г. ц. к. кристаллах. Предложе­ но новое объяснение этого пика как наложения двух пи­ ков, аналогичных пику Снука и двухсотградусному пику в о. ц. к. решетке.

Нагрев Fe — Mn сплавов выше 400° С приводит к бы­ строму росту внутреннего трения, и при 800° С на кривых наблюдаются перегибы. Внутреннее трение y-фазы выше температуры е->у-превращения практически не зависит от фазового наклепа, если содержание e-фазы не превы­ шает 50%. Энергия активации составляет в этом случае около 79 кдж/моль (16 ккал/моль). При больших степе­ нях фазового наклепа (сплава с 16% Мп, в котором ко­ личество е-фазы, участвующей в е^-у-превращении, сос­ тавляет около 70% ), энергия активации внутреннего трения значительно уменьшается до 4,16 кдж/моль (900 кал/моль), а фон внутреннего трения при высокой температуре увеличивается приблизительно в 2 раза. Лукина и Мелькер показали, что возникновение высоко­ температурного фона в Fe — Мп сплавах наиболее удов­ летворительно объясняется образованием ступенек при пересечении полных дислокаций с векторами Бюргерса а/2 [ПО] и а [100]. Энергия активации внутреннего тре-

иия при высоких температурах определяется из выраже­ ния [88] :

ций в сплавах и поэтому чувствительно к протеканию в них мартенситных превращений. С увеличением объема фаз, участвующих в у—>-е-^у-превращении, t/CTр растет, так как это создает большую неравномерную плотность дефектов упаковки, дислокаций, поверхностей раздела Наибольшая структурно чувствительная часть энергии активации высокотемпературного внутреннего трения найдена в сплаве с 16% Мп.

Перегибы на кривых температурной зависимости

зернограничного пика сильно зависит от фазового накле­ па. Наибольший зернограпичный пик наблюдается в сплавах, для которых характерны максимальные коли­ чества е-фазы и І/Стр. Таким образом, все три величины (высота зернограничного пика, количество е-фазы и t/стр) изменяются при изменении содержания марганца по одному закону. Это говорит о связи зернограничного пика не только с вязким течением по границам, но и с дефектами кристаллической решетки внутри зерен.

Влияние пластической деформации и фазового наклепа на параметры внутреннего трения

При деформации стабильных к фазовым превращени­ ям аустенитных марганцевых сплавов логарифмический декремент затухания б0 увеличивается при незначитель­ ном уменьшении амплитудного коэффициента К [87]', 00 обусловлен в основном плотностью дислокаций, а К про­ порционален их подвижности. Поэтому можно сказать, что деформация стабильных аустенитных сплавов связана с непрерывным увеличением плотности дислокаций и не­ которым уменьшением их подвижности. В аустенитных Fe — Ni сплавах подвижность дислокаций выше, чем в желёзомарганцевых [89]. Резкое увеличение плотности

внутреннего трения бо и К. Это свидетельствует об уве­ личении плотности и подвижности дислокаций, что повидимому, связано с интенсивным протеканием фазового превращения. Легирование сплавов хромом и молибде­ ном повышает устойчивость аустенита к фазовым прев­ ращениям, что сопровождается уменьшением плотности и подвижности дислокаций при деформации, при этом влияние молибдена сильнее, чем хрома.

Фазовые у->е-превращения, как и пластическая де­ формация, изменяют параметры внутреннего трения после завершения превращения. Первые циклы приво­ дят к максимальному воздействию на бо и К. Последую­ щие циклы повторных нагревов до 400 и 600° С практи­ чески не изменяют параметров внутреннего трения. Лишь кривые нагрева при 300° С асимптотически приближаются к кривым для 400° С. Судя по изменениям бо и К, макси­ мальная плотность дислокаций наблюдается при повтор­ ных нагревах до 400° С, минимальная — при нагревах до 600° С. Подвижность дислокаций минимальная при

400° С.' Особое место занимают повторные нагревы до 300° С,

которые непрерывно увеличивают плотность дислокаций вплоть до 15 циклов, при этом их подвижность меняется сложным образом. Увеличение подвижности дислока­ ций при повышении их плотности можно объяснить изо­ термическим образованием е-фазы после первых циклов в момент измерения внутреннего трения.

Таким образом, стабилизация аустенита фазовыми ■у^е-переходами сопровождается повышением плотности дислокаций. Однако при стабилизации существенную роль играет создание устойчивой дислокационной суб­ структуры. Действительно, повторение нагревов до 400° С свыше 5 раз практически не меняет плотности дислока­ ций в сплаве при продолжающейся стабилизации аусте­ нита. По-видимому, повышение устойчивости аустенита в этом случае обусловлено перераспределением дислока­ ций в более устойчивые конфигурации.

Изотермическая выдержка при комнатной температу­ ре приводит к восстановлению параметров внутреннего трения после деформации. Характер восстановления б0 и К у Fe— Ni (Н39) и Fe — Mn (Г29) стабильных аусте­ нитных сплавов различен. В сплаве Н39 уменьшение па­ раметров внутреннего трения вплоть до 50 ч изотерми­

ческой выдержки очень незначительно, • в Г29 бо и К уменьшаются и после 50 ч выдержки достигают значе­ ний, близких к полученным для сплава Н39. По-видимо­ му, в стабильных к фазовым превращениям Fe — Mn сплавах интенсивнее, чем в сплавах Fe—Ni, протекают процессы диффузии к дислокациям вакансий, созданных пластической деформацией. Эти процессы ответственны за восстановление параметров внутреннего трения в дан­ ных сплавах [90].

В сплаве F e —19—20% Mn, в котором при деформа­ ции образуется значительное количество е-фазы, интен­ сивный возврат внутреннего трения может быть обуслов­ лен не только вакансионными процессами, но и изотер­ мическим образованием е-фазы. Действительно, по мере повышения стабильности аустенита к у—^-превращению при легировании, например хромом, скорость процесса возврата параметров внутреннего трения уменьшается.

Восстановление параметров внутреннего трения про­ исходит также после фазового наклепа повторяющимися у^е-переходами. С увеличением степени фазового на­ клепа время выдержки, необходимое для возврата внут­ реннего трения, возрастает. Уменьшение бо и К, по-види­ мому, связано с изотермическим процессом образования е-фазы.

4. Электрические свойства Fe— Mn сплавов

Удельное электросопротивление в сплаве F e—-Mn сложным образом меняется с увеличением содержания марганца (рис. 58). Марганец резко увеличивает сопро­ тивление о. ц. к. решетки а-фазы; 1 % Мп повышает соп­ ротивление железа на 45% [2,91]. Одновременно пони­ жается температурный коэффициент. В интервале кон­ центраций от 10 до 20% Мп происходит стабилизация у-^-а-превращения и возрастает количество е-фазы. Соп­ ротивление в данном интервале не изменяется. Это свидетельствует о том, что, во-первых, у е-фазы р мень­ ше, чем у a -фазы и, во-вторых, марганец мало влияет на сопротивление е-фазы. Довольно заметный прирост р в интервале концентраций марганца от 20 до 26% связан с исчезновением е-фазы. В области стабильного аустенита марганец оказывает слабое влияние на сопротивление сплавов, которое линейно возрастает с увеличением его

В железе и его сплавах с углеродом электросопротив­ ление y-фазы меньше, чем а-фазы [92]. При легирова­ нии марганцем, а также никелем это соотношение меня­ ется на обратное [93]. Образование a-фазы при темпе-

электросопротивления (рис. 59).

е-э-у-переход в Fe—Мп сплавах с 17,5% Мп вызыва­

шается. Появление е-фазы при обратном у^-е-переходе, а также ее изотермическое образование в закаленных и стабилизированных образцах сопровождается падением удельного электросопротивления. Для Fe — Мп сплавов, легированных никелем, хромом, алюминием и кобаль­ том, е-фаза также имеет меньшее удельное сопротивле-

иие, чем аустенит. Легирование кремнием меняет это со­ отношение на обратное. В сплаве Г20С2 е—>-у-превра- щение сопровождается падением р. Образование е-фазы как при охлаждении, так и в изотермических условиях сопровождается его ростом. Установленное в работе [94] уменьшение р в сплаве с 16% Мп при е-^-у-пере- ходе и его увеличение при образовании е-фазы следует связать с наличием в сплаве 1% Si.

Измерение эффекта Холла Fe—Мп сплавов, содер­ жащих в структуре a -фазу показало, что э. д. с. Холла меняется по кривой с максимумом [48]. Подобное по­ ведение объясняется тем, что постоянная Холла в слу­ чае ферромагнитных сплавов определяется суммой [48]

структуре сплавов при увеличении содержания марган­ ца Rj также уменьшается. Обычная константа Холла положительна и с возрастанием концентрации марган­ ца до 12% растет [95]. R0 обратно пропорционально числу электронов проводимости; уменьшение числа электронов проводимости с ростом содержания марган­ ца свидетельствует об усилении ковалентных связей в о. ц. к. решетке a -фазы. Это подтверждается результа­ тами исследования характеристических температур и увеличением положительной т. э. д. с. в ферромагнит­ ных Fe—Мп сплавах [96, 97].

Не было замечено существенной разницы между значением постоянной Холла для г. п. у.' е-фазы и г. ц. к. у-фазы.

Т. э. д. с., измеренная по отношению к платине, ис­ пытывает при у^е-превращении такое же небольшое изменение, как и при у^а-превращении [99]. При пере­ ходе е- в у-фазу при нагреве происходит лишь измене­ ние наклона кривой, в то время как при у->-&- переходе

у-»ф}-превращении в марганцовистой стали или у^б-пре- вращении в чистом железе.

имеющих в структуре a -фазу. С изменением содержа­ ния марганца от 17% до 40% значения Rü повышаются.

Т. э. д. с. аустенитных Fe — Mn сплавов не обнару­ живает линейной зависимости от температуры. Поэтому заключают, что в этих сплавах существуют два типа носителей (дырки и электроны) [68]. Электроны преоб­

Это же следует из уменьшения эффективного числа электронов проводимости, вытекающего из характера изменения константы Холла.

Анализ этих данных позволяет сделать предположе­ ние о том, что с увеличением содержания марганца в аустените в нем усиливаются ковалентные связи. Это подтверждают данные по изучению эффекта Мессбау­ эра [98]. Один из параметров ядерного у-резонанса, а именно химический сдвиг, характеризующий тип хи­ мической связи атома железа с его ближайшим окру­ жением, с увеличением концентрации марганца для электронных конфигураций атомов железа в у-фазе увеличивается. Это связывают с возрастанием ковален­ тности связей в аустенитных Fe — Mn сплавах при повы­ шении концентрации.марганца.

5. Экзоэлектронная эмиссия в Fe— Mn сплавах

Экзоэлектронная эмиссия — низкотемпературная эмиссия, возникающая в результате возбуждения повер­ хности твердых тел. Одной из причин возбуждения по­ верхности могут быть структурные превращения, про­ исходящие в материалах при нагреве и охлаждении. В работе И. Н. Богачева и др. [100]проведено исследова­ ние изменения экзоэлектронной эмиссии при у ^ е - превращениях в Fe — Mn сплаве с 19% Мп. При нагре­ ве до 180—190°С наблюдается увеличение эмиссии, ко­ торое продолжается до 230—235°С, что соответствует температуре окончания е->-у-превращения. Дальнейшее