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

образуется более высокая плотность дефектов упаковки, чем при у->-е'-превращении. В работе [19] сделано зак­ лючение, что х'-мартенсит образуется только из е-фазы и последовательные стадии процесса мартенситного прев-

ращения в марганцевых сталях можно представить схе­ мой -» ѵ!.

Таким образом, е'-фаза возникает вследствие смеще­ ния шестислойных пачек плоскостей, е-фаза — путем сме­ щения этих же плоскостей в виде пачек из двух слоев, а х-мартенсит получается из е-фазы при смещении атомов в тех же плоскостях с изменением структуры самих слоев.

Рассмотренные результаты работы [19] свидетельст­ вуют о большой роли дефектов упаковки при протекании мартенситных превращений в Fe—Mn сплавах. В соот­ ветствии с предложенным дислокационным механизмом

перестройка г.ц.к. структуры в г.п.у. представляется как последовательное увеличение периодических дефектов

упаковки в аустените.

До настоящего времени спорным остается вопрос о том, является ли е-фаза промежуточной в превращении y-vu или она может существовать как устойчивая фаза

из е-фазы. При меньших содержаниях а-мартенсит мо­ жет образоваться непосредственно при распаде аустени­ та, поэтому в различных сплавах могут быть определены мартенситные точки для у-ѵе- и у-ѵа-превращений. Так, в сплавах, содержащих 11,18 и 12,75% Мп, была обнару­ жена одна мартенситная точка, а в сплаве с 13,85% Мп— две точки превращения (М е = 160°С и Ма =140°С). По мнению Шумана, для сплава с 11,18% Мп превращение начинается с е-фазы, которая затем переходит в а-мар­ тенсит. В сплаве с 15, 02% Мп а-мартенсит не образуется и с понижением температуры увеличивается количество е-фазы (рис. 8).

На основании рассмотренных данных предложена ди­ аграмма зависимости положения мартенситных точек от

содержания марганца, на которой указывают области стабильности е-мартенсита и его существования как про­ межуточной фазы.

Ряд исследователей, в том числе и авторы данной книги, показали, что в пластинках гексагональной фор­ мы находятся участки а-мартенсита. Однако это не мо­ жет еще служить доказательством перехода е-мх. Даш и Отто [20] предполагают, что образование е-мартенси­ та может являться следствием сдвига при образовании а-мартенсита. Это предположение подтверждено при ис­ следовании сплава с 15% Сг и 11,7% Ni. Показано, что в сплаве обнаруживается одна мартенситная точка при —58° С, соответствующая превращению у->е+а.

Образование е-мартенсита, действительно, связано с появлением а-мартенсита, но это связывается с больши­ ми сдвигами, которые сопутствуют перестройке г.ц.к. ре­ шетки в о.ц.к.

Попытка доказать возможность перехода е^-а путем применения импульсных магнитных полей (П. А. Малипен и В. Д. Садовский), с нашей точки зрения, не дала результатов. Увеличение количества а-мартенсита про­ исходило только в том случае, когда в исходном состоя­ нии сплав содержал некоторое количество магнитной a -фазы. Если же такая фаза отсутствовала, то увеличе­ ния количества е-фазы не наблюдалось.

С дислокационных позиций возможна следующая схе­ ма превращения:

е

у -►дефекты упаковки/\ а

Образование той или иной фазы определяется степе­ нью дефектности аустенита и предысторией превраще­ ния, что в свою очередь зависит от состава, температуры и других факторов. Очевидно, что для решения этого спорного вопроса требуется постановка дополнительных экспериментов, несмотря на их трудность.

2.Система Мп— С

Всистеме Мп—С было обнаружено несколько кар­ бидов, среди них Мп2зСб, Мп3С подобны или изострук­ турны карбидам Сг23Сб, Cr7C3, Fe3C. Мп3С содержит (по

массе) 6,79% С. В сплавах, содержащих железо, карбид железа способен образовывать с марганцем двойные твердые растворы типа (Fe, Мп)зС. Концентрация мар­ ганца в карбиде железа увеличивается по мере повыше­ ния общего количества марганца в сплаве.

На диаграммах состояния карбид железа — карбид марганца обычно имеется непрерывный ряд твердых рас­ творов.

Марганец является слабым карбидообразующим эле­ ментом и в сплавах железа может находиться как в кар­ бидах, так и в твердых растворах. В тех случаях, когда при длительных выдержках наблюдается стремление к равновесию, при соответствующих температурах мар­ ганец переходит в карбид, но даже при значительных со­ держаниях марганца собственных его карбидов в стали не образуется.

Двойные Fe — Mn карбиды растворяются в аустенитепри нагреве значительно легче, чем карбиды хрома, мо­ либдена и вольфрама.

При одновременном присутствии в карбидах (Fe, Мп)зС других элементов, например хрома, раствори­ мость этих карбидов оказывается выше, чем чистого кар­ бида хрома.

Изменение содержания марганца в карбиде железа приводит к изменению положения точки Кюри цементита (точки Л0) ; Тамман и Эвиг показали, что марганец пони­ жает точку Ло. Магнитный метод широко используется для изучения карбидной фазы.

Марганец несколько задерживает карбидообразование при отпуске. Если образование цементитного карби­

выдержки карбид обогащается марганцем и точка Кюри снижается до 165° С. Это обогащение происходит до оп­ ределенного предела, уже при 350° С наблюдают две точ­ ки Кюри (Л0 и Ад ), что указывает на присутствие карби­

дов двух типов — с различным содержанием марганца. Второй обнаруженный нами карбид содержит меньше марганца, чем первый; его точка Кюри оказывается бо­ лее высокой.

Таким образом, при отпуске наблюдается явление, свойственное сплавам, содержащим карбидообразующие

элементы — задерживающие выделения углерода. Влия­ ние марганца в этом смысле более слабое, чем хрома, и проявляется при ~350°С. Результаты магнитных ис­ следований согласуются с результатами изучения т.э.д.с.; перегиб на кривой т.э.д.с. наблюдается при 350° С. При более высоких температурах отпуска выделяются так же два карбида в той же последовательности. При 500° С

Рис. 9. Обогащение карбидов марганцем при отпуске:

а — изменение т.э.д.с.; 6 — изменение точек Кюри

для образования двух карбидов требуются минуты вы­ держки, а при 600° С — секунды.

Повышение температуры отпуска способствует обо­ гащению обоих карбидов марганцем, это обогащение протекает, начиная с 350—400° С, о чем свидетельствует изменение характера снижения точек Кюри Л0 и А'0

(рис. 9). Обогащение обоих карбидов происходит по об­ щему закону с ускорением и замедлением в определен­ ном интервале температур [21]. В пределе при высоких температурах отпуска и больших выдержках должно происходить выравнивание состава и сближение точек Кюри карбидов. Скорость данного процесса определяет­ ся скоростью диффузии марганца в твердом растворе, а при 500° С скорость этого процесса недостаточно велика.

Мп)3С.

При совместном присутствии в стали углерода и мар­ ганца их влияние на расширение ^-области взаимно уси­ ливается. Марганец повышает растворимость углерода в

10%Мп 15%Мп

Рис. 10. Разрезы тройной диаграммы железо — марганецуглерод

расширяется эвтектоидный интервал, что видно из раз­

условиях может наблюдаться различный фазовый состав сплавов.

Кинетические особенности, вызываемые присутствием углерода, связаны главным образом с повышением ус­ тойчивости аустенита; затрудняется образование нерав­ новесных фаз, в том числе мартенситных. Повышение концентрации углерода снижает положение мартенсит­ ных точек как для а-, так и для е-фазы. Мартенситное превращение переносится в область отрицательных тем­ ператур, объем мартенситного превращения уменьша­

ется. Снижение температуры превращения сказывается на структуре е-фазы, которая образуется в виде тонких пластин, пересекающихся под определенными углами и напоминающих двойники.

4. Система Fe— Mn— Cr

Эта система недостаточно изучена. Обычно приводят ее политермические разрезы для сплавов, содержащих до 30% Сг и до 28% Мп при — 0,1 % С. Хром и марганец

Рис. 11. Разрезы тройной диаграммы железо — марганец — хром

совместно оказывают несколько иное влияние на расши­ рение y-области, чем один марганец: хром усиливает влияние марганца. При наличии в сплаве 8% Мп при вы­ соких температурах имеется область однородного аусте­ нита, содержащего до 12% Сг. При медленном охлажде­ нии сплава с 10% Сг протекает у->а-превращение, т. е. получается ферромагнитная структура. При X 12% Сг будет наблюдаться смешанная структура y-f-ct.

Увеличение концентрации.марганца выше 15% обес­ печивает получение аустенита, содержащего до 15% хрома. Получение однородного аустенита при 10— 12% Сг при комнатной температуре возможно только при содержании марганца выше 20%. Марганец относи­ тельно слабо расширяет y-область (рис. 11, а, б). Глав­

ная роль этого элемента заключается в увеличении ста­ бильности аустенита, что сопровождается снижением критической скорости охлаждения и понижением мар­ тенситной точки.

В системе Fe—Cr—Mn, как и в системе Fe—Cr, имеется a-фаза, образование которой приводит к охруп­ чиванию сплава. Марганец ускоряет образование а-фазы, сдвигая область ее существования к более низким содер­ жаниям хрома.

*

Г л а в а II

СТРУКТУРА ЖЕЛЕЗОМАРГАНЦЕВЫХ СПЛАВОВ

1. Металлография

е-фаза выявляется в виде узких и длинных пластин, которые внутри аустенитного зерна пересекаются под постоянными углами 60 и 120° С. Такое расположение пластин объясняется наличием определенной кристалло­ графической ориентировки между решетками аустенита и гексагональной е-фазы.

При большом количестве е-фазы структура напоми­ нает видманштеттову, а при малом количестве — линии сдвига или двойники (рис. 12). В отличие от а-мартенси- та, имеющего иглообразное или ланцетовидное строение, пластины е-фазы имеют по всей длине геометрически правильную форму. Размеры пластин и их количество за­ висят от состава сплава, термической обработки, а также от размера зерна аустенита. Мартенситное превращение начинается с образования в октаэдрических плоскостях зерна аустенита одной или нескольких пластин е-фазы, которые делят это зерно на более мелкие участки. Пла­ стины, возникающие вновь, значительно мельче, так как их росту препятствуют ранее образовавшиеся.