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

Для выяснения роли фазового состава в появлении аномального перегиба па кривых температурной зависи­ мости механических свойств исследуемых сплавов на всех образцах после испытания был проведен качественный рентгеновский фазовый анализ, который показал, что да­ же в месте разрыва образцы имели чисто аустенитную структуру. Следовательно, повышение механических ха­ рактеристик для этих сплавов при охлаждении до 200°С нельзя связать с образованием а- и е-фаз. На рентгено­ граммах сплава с 25,5% Мп после испытания при 20° С интерференционные линии е-фазы были обнаружены для всех степеней деформации. На рентгенограммах, по­ лученных с образцов этого сплава, испытанных при 80° С, интенсивность линий e-фазы значительно слабее и они появляются лишь в том случае, если образец был дефор­ мирован более, чем на 40%.

При температурах испытания 100° С и выше линии е-фазы на рентгенограммах отсутствуют при всех степе­ нях деформации. Образование сс-фазы в этом сплаве не обнаружено. Следовательно, понижение характеристик пластичности для сплава с 25,5% Мп при температурах ниже 120° С может быть связано с образованием гекса­ гональной е-фазы в антиферромагнитном аустените при деформации, что и привело к более интенсивному повы­ шению предела прочности в данном сплаве. Однако на­ чальный подъем механических свойств при охлаждении ниже 160° С вряд ли обусловлен появлением е-фазы. Су­

тенсивное падение ав и оо,2 - Дальнейшее повышение температуры испытания до 400° С мало влияет на эти характеристики. Пластические свойства начинают резко

Изменение ударной вязкости имеет некоторые особен­ ности. До 200° С наблюдается снижение а„ и лишь повы­ шение температуры испытания до 260° С приводит к не­ значительному ее возрастанию. Таким образом, аустенит Fe — Mn сплава после завершения уе - превраще - ния имеет такую же вязкость, как и в двухфазном со­ стоянии сплава и лишь при дальнейшем повышении тем­

пературы испытания в довольно узком интервале имеет место резкое повышение ударной вязкости Fe — Mn аустенита.

Аналогичные исследования температурной зависимо­ сти механических свойств были проведены авторами на сплавах типа Г19 в работе [2], в которой подтверждены результаты, приведенные выше, при этом несколько раз­ личались температурные интервалы аномального изме­ нения механических свойств.

Выше рассмотрены результаты исследования темпе­ ратурной зависимости механических свойств при поло­ жительных температурах. Не меньший интерес пред­ ставляют эти свойства при отрицательных температурах, однако данные о них ограничены. Имеющиеся экспери­ ментальные результаты свидетельствуют о неоднознач­ ном характере температурной зависимости твердости стабильных Fe—Mn сплавов с различным содержанием марганца (см. табл. 16). Действительно, при понижении температуры испытания с 300 до 200° С твердость Fe — Mn сплавов, содержащих от 25,5 до 50,5% Мп, изменяет­ ся мало; для всех сплавов она приблизительно одинако­ ва. Однако изменения твердости в температурном интер­ вале от 200 до 100° С, так же как и в интервале от 100 до 20° С, максимальны для сплавов с наименьшим (25,5%) содержанием марганца. В области отрицательных темпе­ ратур приращения твердости (по сравнению с ее значе­ нием при комнатной температуре) несколько больше в сплавах с большим содержанием марганца. Изменение твердости сплава с 25,5% Мп при температуре испыта­ ния ниже 200° С обусловлено не только твердостью само­ го аустенита, по и степенью его стабильности. Различие данных, полученных для этого сплава и для стабильных сплавов с большим содержанием марганца, вызвано не­ стабильностью.

Существенным недостатком этих исследований следу­ ет считать большой интервал температур между последо­ вательными измерениями твердости. Это не позволяет произвести детальный анализ температурной зависимо­ сти твердости стабильных Fe — Мп сплавов, поскольку изменения твердости, как показали исследования на сплаве 60Г20 [106], могут происходить в узком темпера­ турном интервале.

В табл. 17 приведены механические характеристики Fe—Mn сплавов, содержащих от 25,5 до 50,5% Мп, при 20 и — 196° С. Понижение температуры испытания приве­ ло к существенному повышению прочностных характери­ стик при некотором понижении пластичности. При этом для сплавов, содержащих более 31,7% Мп, механические характеристики определяются свойствами Fe — Mn аустенита, из которого не образуются а- и к-фазы. Для сплавов, имеющих в исходном состоянии гексагональную фазу в количестве 55% и более, при понижении темпера­ туры испытания ниже 20° С характерно повышение проч­ ностных характеристик. При понижении температуры ис­ пытания до —80° С не происходит существенных измене­ ний относительного сужения и ударной вязкости. Лишь при снижении температуры до —196° С наблюдается резкое падение ударной вязкости для сплавов с 45— 50% Мп.

Из рассмотрения фазового состава сплава как в за­ каленном, так и в деформированном состоянии следует, что механические характеристики ниже 20° С в основном определяются процессом образования, а также свойства­ ми мартенситных е- и a -фаз. При этом интересно отме­ тить, что при понижении температуры испытания от 20 до —196°С относительное увеличение прочностных свойств стабильных аустенитов Fe—Мп сплавов больше, чем метастабильных. Эти предварительные данные по­ казывают необходимость систематических исследований температурной зависимости механических и физических свойств ниже комнатной температуры с целью выясне­ ния закономерностей и механизма указанных аномалий в Fe—Мп аустените.

6. Хладноломкость

Закаленные сплавы с 7,5 и 10,7% Мп являются хруп­ кими уже при комнатной температуре, что обусловлено

с10,7% Мп 76% a -фазы и 17% е-фазы. Очевидно, что «-фаза (мартенсит) имеет низкую вязкость уже при ком­ натной температуре. Повышение температуры испыта­ ния до 100° С не приводит к существенному изменению вязкости, и лишь последующий нагрев до 200° С повы­

шает ап до 0,8 Мдж/м2 (8 кГ-м/см'2). Повышение темпера­ туры нагрева выше 200° С приводит к некоторому сниже­ нию аи, однако существенные изменения ударной вязко­ сти наблюдаются в температурном интервале а-^-у-прев-

тенсивное повышение ударной вязкости соответствует максимальной скорости обратного превращения.

К моменту завершения фазового перехода эти сплавы обладают настолько большой вязкостью, что образцы не ломаются, несмотря на начало у-хх- превращения при 340° С. Сплав с 7,5% Мп сохраняет высокую ударную вязкость до температур 290—300° С, и лишь при даль­ нейшем охлаждении происходит интенсивное ее падение. При этом основная потеря ударной вязкости наступает при охлаждении до 200° С, что совпадает с температур­ ным интервалом наиболее интенсивного протекания у—>-а-превращения. При дальнейшем охлаждении ско­ рость превращения затухает и продолжается падение

нейшее понижение температуры до 100° С приводит к резкому падению ударной вязкости, которое, по-види­ мому, обусловлено образованием а- и е-фаз. Таким об­

при комнатной температуре ниже, чем при температуре выше 100° С (рис. 88). Это обусловлено его фазовым со­ ставом. В исходном состоянии сплав содержит 30—35% a -фазы и 45—50% е-фазы. Однако при повышении тем­ пературы испытания в районе 100°С происходит резкое повышение вязкости сплава. Фазовый состав сплава при нагреве в этом температурном интервале не изменя­ ется, так как е-ху-превращение протекает при 200— 300° С, а а—>-у-превращение — выше 550° С. Последующее повышение температуры до 300° С незначительно влияет на ударную вязкость сплава, которая начинает увеличи­ ваться лишь в температурном интервале а-^-у-превраще- ния, и при температуре окончания а-^-у-перехода сплав

становится очень вязким. При охлаждении из аустенит­ ного состояния падение ударной вязкости происходит ни­ же 100—120° С, т. е. при образовании а- и е-фаз ниже

—100°С величина ая очень низка. Ударная вязкость сплава при комнатной температуре сразу после охлаж­ дения выше, чем после вылеживания, что, по-видимому, обусловлено распадом аустенита в изотермических усло­ виях.

Рис. 88. Изменение удар­ ной вязкости в зависи­ мости от температуры испытания

Величина ап закаленных сплавов с 17,6 и 19,1% Мп при -комнатной температуре значительно выше, чем у сплавов с меньшим содержанием марганца. Испыта­ ния этих сплавов проводили при температурах ниже комнатной. Для закаленных сплавов ударная вязкость при —196° С очень низка: ан= 0,15-г 0,30 Мдж/м2 (1,5 н-

3,0 кГ-м/см2) и мало изменяется с повышением темпе­ ратуры испытания до —100° С. Лишь при дальнейшем отогреве вязкость начинает увеличиваться и наиболее интенсивный ее рост наблюдается в области температур от —50 до +20° С. Повышение температуры испытания до 100—120° С практически не влияет на вязкость спла­ ва с 17,6% Мп. Проводя сравнения температурных за­ висимостей ударной вязкости закаленных сплавов с 14,1; 17,6 и 19,1% Мп, следует отметить, что марганец пони­ жает и расширяет интервал хладноломкости этих сплавов.

Анализ фазового состава как перед, так и после испытания (в месте излома) позволяет считать, что по­ рог хладноломкости обусловлен хрупкостью структурных составляющих. Это же подтверждается исследованием температурной зависимости ан закаленного сплава с 19,1% Мп после мартенситных у-ѵе-превращений, ста­ билизирующих аустенит. Указанная обработка привела

к тому, что перед испытанием при всех температурах образцы имели чисто аустенитную структуру. Это не при­ вело к исчезновению порога хладноломкости, он оказал­ ся сдвинутым в область более низких температур по сравнению с закаленным сплавом на 50 град. Исследо­ вание фазового состава в месте излома показало, что при температуре испытания —196° С количество а-фазы значительно больше в нестабильных сплавах (табл. 18). Это количество может увеличиваться в 1,5—2,0 раза. Со­ держание гексагональной фазы при ударе возрастает. Увеличение количества a -фазы сопровождается падени­ ем ударной вязкости. Понижение температуры испыта­ ния приводит к падению ударной вязкости и в том слу­ чае, когда в изломе содержание е-фазы возрастает до 10—15% при отсутствии а-фазы.

ударной вязкости метастабилыюго Fe—Mn сплава при

сплава повышается. Дальнейшее понижение температу­ ры испытания до 70° С приводит к резкому падению вяз­ кости сплава, после чего она практически не изменяется

(—100)-у-(—105)° С (образцы не ломаются при стан­ дартных ударных испытаниях). Однако при последую­

0,30 Мдж/м2 (2,5—3 кГ-м/см2). Таким образом, ста­ бильному Fe—Mn аустениту с г. ц. к. решеткой, в отли­ чие от чистых металлов и стабильного Fe—Ni аустенита, присуща хладноломкость при (—100)- ь (—115)°С.

ТГаличие при —196°С низкой ударной вязкости Fe—Mn аустенита с большим содержанием марганца подтверждается в работах Шумана, который показал, что даже в сплавах повышенной чистоты существует порог хладноломкости в широком интервале концент­ раций Мп.

7. Влияние легирования

Легирование и упрочнение

Роль легирования заключается, главным образом, в изменении фазового состава и структуры сплава. Для сплавов Fe—Мп легирование приводит к изменению со­ отношения количеств аустенита, е- и а-фаз.

Как было показано ранее, большинство легирующих элементов понижает мартенситную точку, т. е. повыша­

и пластичности сплава в закаленном состоянии. Стабилизация аустенитного твердого раствора опре­

деляет сопротивление пластической деформации и ха­ рактер упрочнения, что может быть иллюстрировано влиянием ряда легирующих элементов на стабилиза­ цию аустенита и изменение фазового состава при пла­ стической деформации, следствием чего является изме­ нение характера упрочнения сплава. Так, в спдавах Г20, легированных хромом и никелем, количество е-фа- зы значительно возрастает уже при малых степенях деформации; это возрастание тем больше, чем менее легирован сплав. С увеличением содержания легирую­ щих элементов уменьшается как исходное количество е-фазы (вследствие стабилизирующего влияния легиру-

чем хром, воздействует на стабилизацию аустенита, вследствие понижения точки Мъ. По отношению к обра­

зованию другой мартенситной фазы оба элемента на­ столько стабилизируют аустенит, что даже при значи­ тельных деформациях а-мартенсит образуется в незна-

чительном количестве (рис. 89,6). Характер упрочнения сплава при пластической деформации отвечает в основ­ ном характеру кривых изменения количества е-фазы. Очевидно, что в данном случае повышение степени упрочнения (рис. 89,в) обусловлено образованием но­ вой структурной составляющей — е-фазы, возникающей при деформации.

При легировании другими элементами эти общие закономерности сохраняются, но могут появляться не­ которые дополнительные факторы, оказывающие свое влияние на характер упрочнения. Эти факторы могут

быть объединены общим понятием природы твердых растворов.

По мере легирования сплавов Fe—Mn (типа Г19) молибденом и вольфрамом повышается стабилизация аустенита как после закалки, так и при деформации. Молибден влияет сильнее вольфрама. Закономерности изменения количества е-фазы при деформации — в ос­ новном те же, что и при легировании хромом, но имеют­ ся некоторые особенности. Устойчивость по отношению

при малой пластической деформации. Общий характер кривой упрочнения при малом содержании легирующих элементов соответствует образованию е-фазы при де­ формации около 4%- При больших степенях деформа­ ции кривая упрочнения имеет несколько меньший на­ клон, очевидно, вследствие образования мартенсита. Однако при большой степени легирования на началь­

В данном случае деформационное упрочнение не связа­ но с образованием новых фаз. Интенсивность упрочне­ ния может быть обусловлена величиной энергии дефек­ тов упаковки. Чем ниже эта величина, тем круче кривая упрочнения. '

Влияние легирования сказывается и на изменении тонкой структуры, которая также оказывает существен­ ное влияние на упрочнение и механические свойства сплавов.

Легирование и фазовый наклеп

Легирование существенно сказывается на стабили­ зации аустенита при фазовых переходах, .усиливая ее и тем самым уменьшая количество циклов, необходи­ мых для стабилизации.

В сплавах, легированных молибденом и вольфра­ мом, как и для нелегированных сплавов, оптимальной является циклическая обработка 400^ 20° С, измене­ ние дилатометрического эффекта и температуры начала у” е-перехода протекает более резко с увеличением степени легирования.