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

Чтобы выяснить роль температуры в процессе возврата параметров тонкой структуры было исследовано влия­ ние часового отжига в интервале температур от 270 до 850°С на размытие интерференционных линий аустени­

ло е—>-у-превращение, привел к полной стабилизации аус­ тенита и к уменьшению ширины его интерференционных линий. Так, физическая ширина интерференционной ли­ нии (200)а уменьшилась с 0,0122 до 0,0101 рад. Повыше­ ние температуры отжига до 400° С не приводило к изме­ нению ширины интерференционных линий аустенита. По­ этому наблюдающееся уменьшение их ширины при на­ греве до 270° С следует связывать с процессом фазового е~>^-превращения. Лишь отжиг при температурах выше 400° С уменьшает размытие линий аустенита, и, следо­ вательно, укрупняет блоки и снимает микроискажения в нем, что сопровождается дестабилизацией аустенита.

Количество е-фазы и ее тонкая структура находятся в прямой зависимости от количества структурных несо­ вершенств в аустените, из которого она образуется. Пос­ ле охлаждения с 700° С в е-фазе размер блоков и микро-

О

искажения соответственно равны 130 нм (1300 А) и 2- ІО-3, а 3a+ ß = 0,032. Отжиг при 850°С, уменьшая ши­ рину линий аустенита, увеличивает количество е-фазы в сплаве. Гексагональная фаза, образующаяся при охлаж­

= 0,017. Следовательно, чем дефектнее аустенит, из ко­ торого образуется е-фаза, тем мельче ее блоки, выше микроискажения и больше дефектов упаковки.

Устранение структурных несовершенств в аустените, способствующих его стабилизации, начинается при 500° С, но наиболее полно оно происходит при 850° С, в

результате чего при охлаждении от этой температуры до 20°С в сплаве образуется 50% е-фазы, т.е. указанные структурные несовершенства обладают высокотемпера­ турной устойчивостью. Таким образом, между тонкой структурой аустенита и интенсивностью его распада при охлаждении существует корреляция.

8. Влияние антиферромагнитного упорядочения на тонкую структуру Fe— Mn сплазоіз

На рис. 74 приведены рентгенограммы, полученные в камере KP В-1100 при нагреве закаленного сплава Fe— 27% Mn. Количество интерференционных рефлексов аустенита, их форма и раз­ меры практически не изме­ няются при переходе через температуру Нееля, кото­ рая для этого сплава равна ■—■130° С. Это указывает на то, что фазовое превраще­ ние II (антиферромагне-

и симметрии решетки. Однако на кривых температурной зависимости параметра кристаллической решетки аусте-

пита Fe—Mn сплавов наблюдается перегиб, характерный для фазовых превращений II рода (рис. 75). Наклон этой кривой к оси абсцисс для парамагнитного аустенита больше, чем для антиферромагнитного. Это обусловле­ но тем, что и коэффициент линейного расширения резко увеличивается при переходе аустенита из антиферромаг­ нитного состояния в парамагнитное.

Изучение ширины линий аустенита при нагреве Fe—Mn сплавов показало, что па кривой температурной зависимости ширины линий наблюдается скачок в райо­ не температуры магнитной перестройки. Величина этого скачка определяется коли­ чеством структурных несо­ вершенств в антиферромагиитном аустените (рис. 76).

Так, в закаленном сплаве Г27 мало дефектов в струк­ туре, и при переходе через точку Нееля не обнаружено изменений в ширине реф­ лексов аустенита (см. рис. 74). Фазовый наклеп спла­ ва Г19 приводит к появле­ нию структурных несовер­ шенств в аустените и вызы­ вает появление небольшого перегиба на кривой Bs=

= f(t). Напиловка Fe—Mn сплавов приводит к более зна­ чительному измельчению блоков, возрастанию микроис­ кажений и количества дефектов упаковки и соответствен­ но к более резкому уменьшению ширины линий аустени­ та в районе температуры Нееля. При нагреве отожжен­ ного сплава Г19 было обнаружено также уменьшение ширины интерференционных рефлексов аустенита при температуре 100° С (см. рис. 61, г).

Поскольку отожженный сплав Г19 содержит дефек­ ты упаковки, можно предположить, что при переходе из антиферромагнитного состояния в парамагнитное их количество уменьшается. В связи с тем, что антиферро­ магнитный аустенит Fe—Mn сплавов упрочняется в боль­ шей степени, чем парамагнитный, было изучено влияние

деформации в различных магнитных состояниях на тон­ кую структуру аустенита. Исследовали стали 110Г13 и Г14Н12. Деформацию осуществляли сжатием на 10% (сталь Гадфильда) и напиловкой (сталь Г14Н12) в спе­ циальном термостате. Обе стали оставались полностью аустенитными даже после деформации при —196° С. Температура Нееля для данных сплавов 7\- = —100° С.

Рис. 77. Влияние темпера­ туры деформации па шири­ ну линий и тонкую струк­

туру аустенита Fe—Mn сплавов:

û — с п л а в Г І 4 Н І 2 ( н а п и л о в к а ) ;

б, в — сталь Гадфильда (растя­ жение)

На рис. 77 приведены температурные зависимости ширины линий и параметров тонкой структуры исследу­ емых сплавов. Понижение температуры деформации при­ водит к увеличению ширины линий аустенита, что выз­ вано ростом плотности дислокаций, возрастанием коли­ чества дефектов упаковки и измельчением блоков. Однако на кривых температурной зависимости ширины линий и параметров тонкой структуры обнаруживаются перегибы в температурном интервале от —70 до —120° С (в районе точки Нееля), в этом же температурном ин­ тервале угол наклона кривых максимален. Таким обра­ зом, деформированный антиферромагнитный аустенит обладает более высокой плотностью дислокаций, дефек­ тов упаковки и более мелкими блоками, чем деформиро­ ванный парамагнитный аустенит.

Г л а в а VI

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И УПРОЧНЕНИЕ ЖЕЛЕЗОМАРГАНЦЕВЫХ СПЛАВОВ

Механические свойства сплавов Fe—Mn в основном определяются степенью стабильности аустенита под воз­ действием снижения температуры или внешней нагруз­ ки. Распад твердого раствора под влиянием температу­ ры или деформации приводит к повышению прочностных и, в общем случае, к снижению пластических характе^ ристик.

Изменение свойств происходит вследствие возникно­ вения дефектов упаковки, формирования тонкой струк­ туры и образования новых фаз в разных сочетаниях и различных количествах.

Влияние этих факторов па механические свойства и упрочнение особенно ярко проявляются в Fe—Mn спла­ вах с различным содержанием марганца, в которых воз­ можно возникновение дефектов упаковки и образование мартенситных фаз а и е, а при высоком содержании уг­ лерода — и карбидов. Возможность образования новых фаз определяется содержанием марганца в сплаве и степенью деформации. Изменение фазового состава явля­ ется главным, но не единственным фактором упрочнения.

Упрочнение при холодной деформации растяжением Fe—Mn сплавов с различным содержанием марганца при низком содержании углерода представлено в виде диаграмм истинных напряжений и графиков зависимос­ тей коэффициентов упрочнения при различных степенях деформации от содержания марганца (рис. 78, 79). На­ иболее интенсивное нарастание напряжений происходит при небольших (до 5%) деформациях. Однако этот про­ цесс зависит от содержания марганца (см. рис. 79). Воз­ растание концентрации марганца до 10% приводит к увеличению коэффициентов упрочнения, что связано с повышением плотности дислокаций в a -фазе. Дальней­ шее возрастание концентрации до 14% Мп приводит к уменьшению склонности сплавов к упрочнению, что мо­ жет быть также объяснено изменением фазового состава сплавов, уменьшением количества мартенсита. Структур­ ные составляющие разных фаз обладают различной плотностью дислокаций. Структура закаленного сплава

ПО в основном состоит из a -фазы с небольшим количе­ ством е- и у-фаз, а в сплаве Г14 содержится всего 34% а-фазы.

Увеличение содержания марганца выше 17% приво­ дит снова к повышению (максимум при 20% Мп) и по­ следующему понижению коэффициента упрочнения. Та­ кое изменение склонности сплавов к упрочнению в этом

интервале концентраций марганца трудно объяснить только фазовым составом сплава. Закаленные сплавы с 17,7 и 20,5% Мп несколько различаются по содержанию е-фазы, а в сплаве с 23,2% е-фазы в 2—2,5 раза меньше. Количество е-фазы при деформации до 0,2% изменяется незначительно. Однако величинѣ коэффициента упрочне­ ния сплава Г20 на 90 Мн/м2 (9 кГ/мм2) повышает соот­ ветствующие значения для сплавов Г17 и Г23, которые находятся примерно на одном уровне (см. рис. 79). Не­ смотря на то, что при увеличении деформации до 5—10% происходит интенсивный прирост количества гексаго­ нальной фазы в структуре указанных сплавов, коэффи­ циенты упрочнения понижаются, в особенности для

сплава Г20, и аномалии в его концентрационной зависи­ мости сглаживаются.

Следует отметить ряд аномалии концентрационной зависимости механических свойств Fe—Mn сплавов. Возрастание концентрации марганца приводит к интен­ сивному повышению прочностных и падению пластиче­ ских характеристик a -фазы (рис. 80). Структура зака­ ленного сплава Fe—7,5% Mn состоит из 100% а-фазы. Дальнейшее увеличение содержания марганца приводит к появлению остаточного аустенита и образованию е-фа- зы, количество которых в закаленном сплаве с 10,0% Мп равно 7 и 17%, а в сплаве с 14,0% Мп—17 и 49% соот­ ветственно. Уменьшение содержания a -фазы приводит к значительному понижению прочностных характеристик без существенного изменения пластичности. Низкий уро­ вень пластических свойств и отсутствие их роста в дан­ ном концентрационном интервале обусловлены хруп­ костью а- и е-фаз.

При увеличении содержания марганца от 14,0 до 17,7% возрастают как прочностные, так и пластические свойства сплавов (см. рис. 80). В этом же интервале концентраций резко повышается стабильность аустени­ та к образованию a -фазы. Если в закаленном сплаве с 14,1% Мп при комнатной температуре имеется около 34% a -фазы, то в сплаве с 17,7% Мп она образуется при охлаждении до —196° С, и в закаленном состоянии при комнатной температуре структура этого сплава состоит из 46% у- и 54% е-фазы. Уменьшение количества а-фазы в структуре закаленных сплавов не согласуется с наблю­ даемым в данном интервале концентраций марганца повышением предела текучести, так как о. ц. к. решетка а-фазы обладает значительно большим сопротивлением деформации, чем г. ц. к. и г. п. у. решетки у- и е-фаз.

Изменение фазового состава при деформации не мо­ жет оказать заметного влияния на предел текучести сплавов, так как деформация до 2% не приводит к рос­ ту количества а-фазы и увеличивает содержание е-фазы В структуре приблизительно на 5%. Увеличение количе­ ства плотноупакованных фаз в структуре сплавов от 14,1 до 17,7% после деформации привело к росту плас­ тичности при одновременном подъеме предела прочности.

Дальнейшее повышение содержания марганца до 20,5% практически не меняет фазового состава перед де-

ібв

формацией и значительно повышает стабильность аусте­ нита к образованию a -фазы при деформации. Если в об­ разце сплава с 17,1% Мп в месте разрыва содержится 33% у-, 29% е- и 38% a -фазы, то в сплаве с 20,5% Мп количества соответствующих фаз составляют 30, 60 и

10%.

Рис. 80. Концентрационная зависимость механи­ ческих свойств Fe—Мп сплавов

Дальнейшее изменение содержания марганца приво­ дит к стабилизации у->е-превращения как после закал­

около 40% e-фазы; а-мартенсит в данном случае не об­ разуется вплоть до разрыва. Несмотря на значительное повышение стабильности аустенита к мартенситным пре­ вращениям, в этом концентрационном интервале не наб­ людается существенного изменения прочностных харак­ теристик и повышения пластичности (см. рис. 80). Лишь дальнейшее легирование сплавов марганцем приводит к падению пределов текучести и прочности при повыше­ нии пластичности.

Таким образом, анализ концентрационной зависимос­ ти упрочнения и механических свойств показал, что об­ разование а- и е-фаз не является единственной причиной характера изменения указанных свойств у Fe—Мп спла­ вов в концентрационном интервале от 14 до 23% Ми.

Упрочнение сплава 40Г13 может быть связано с обра­ зованием е- и a -фаз при деформации. Интенсивность уп­ рочнения сплава 40Г20 несколько ниже, чем 40Г13, при этом интенсивность образования е-фазы у сплава 40Г20 значительно меньшая, а a -фаза образуется в небольшом количестве. Очевидно, что упрочнение сплава 40Г13 свя­ зано не только с образованием мартенсита, но также и с деформационным упрочнением всех существующих фаз. Упрочнение сплава 40Г20 связано с образованием неко­ торого количества е-фазы, ее деформационным упрочне­ нием, а также с упрочнением аустенита. В сплавах с большим содержанием марганца (35—40%) мартенсит­ ные фазы не образуются, и упрочнение сплавов связано с деформацией аустенита. Если для безуглеродистых сплавов упрочнение мало зависит от степени деформации, то для сплавов, содержащих до 0,4% С, наблюдается ин­ тенсивное упрочнение. При малых деформациях и де­ формациях выше 10—12% оно близко к упрочнению сплава 90Г35. Для этого сплава отсутствует участок кри­ вой интенсивного упрочнения при небольших деформа­ циях, т. е. склонность к упрочнению при больших дефор­ мациях этого сплава несколько ниже, чем сплава Г40.

Эти результаты показывают, что в стабильных Fe—Mn сплавах при небольших содержаниях углерода имеется участок кривой интенсивного упрочнения при небольших деформациях. Углерод несколько увеличива­ ет склонность к упрочнению стабильных Fe—Mn сплавов только при больших степенях деформации. Анализ влия­ ния углерода на диаграммы истинных напряжений спла­ вов Г20 и Г13 показал, что по мере увеличения содержа­ ния углерода участок интенсивного упрочнения при не­ больших деформациях сужается или вырождается (рис. 82). Это обусловлено тем, что при деформации повыша­ ется устойчивость аустенита по отношению к образова­ нию мартенситных фаз. Для сплавов 120Г13, 80Г20 и 90Г35, стабильных в довольно широком интервале де­ формаций, зависимость истинных напряжений от дефор­ мации линейна, и склонность к упрочнению этих спла­ вов практически не зависит от содержания марганца.

Анализ влияния углерода на концентрационную зави­ симость механических свойств от состава в системе Fe—Mn показывает, что при 0,4% С происходит значи­ тельное изменение характера кривых. При содержаниях