Содержание к диссертации
Введение
1. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НЕСТАБИЛЬНЫХ ПРИ ДЕФОРМАЦИИ СТАЛЕЙ С НИЗКОЙ ЭНЕРГИЕЙ ДЕФЕКТОВ УПАКОВКИ АУСТЕНИТА СЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР; 8
1.1. Энергия дефектов упаковки аустенита сталей на основе систем Ре-Сч-h/i, Ре-Мп 9
1.2. Мартенситная структура сталей на основе систем Ре-Сч-Wi, Ре-Мп 14
1.3. Кинетика деформационных фазовых превращений в сталях с низкой энергией дефектов упаковки аустенита 26
1.4. Деформационные фазовые превращения, пластичность и прочность нестабильных сталей с низкой энергией дефектов упаковки аустенита 35
1.5. Заключение 43
2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ 45
3. РАЗВИТИЕ МЕТОДОВ ИССЛЕДОВАНИЯ СТАЛЕЙ С НЕСТАБИЛЬНЫМ АУСТЕНИТОМ 54
З.Х. Рентгенографический фазовый анализ деформированных растяжением нестабильных аустенитных сталей с низкой энергией дефектов упаковки аустенита 54
3.2. Рентгенографическое исследование тонких поверхностных слоев сталей 62
4. ИССЛЕДОВАНИЕ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ Я И ФАЗ СТАЛЕЙ Ре-Мп-Сч-С 65
4.1. Превращение парамагнетизм si антиферромагнетизм в аустените 65
4.2. ГЦК ГЦТ превращение в аустените сталей Ре-Мп-Сч-С 70
4.3. Низкотемпературное превращение в , фазе стали 05ХІЗГІ8 72
4.4. Заключение 74
5. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ ПРИ ДЕ ФОРМАЦИИ НЕСТАБИЛЬНЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ СИСТЕМЫ 76
5.1. Фазовые и структурные изменения при растяжении стали 30ХІ2Г23 с У-* превращением при деформации 76
5.1.1. Кинетика деформационного У-^. превращения 77
5.1.2. Деформационная структура стали 79
5.1.3. Анализ деформационных процессов 81
5.1.4. Поликристалличность и кинетика деформационного У-* превращения 90
5.1.5. Заключение 96
5.2. Фазовые и структурные изменения при растяжении сталей Ре-Мп-Сч-С с ІЇ-+Є,ск деформационными превращениями 98
5.2.1. Кинетика деформационных превращений в стали 30ХІ5ГІ6 98
5.2.2. Деформационная структура стали 30ХІ5ГІ6 101
5.2.3. Анализ фазовых и структурных изменений при растяжении стали 30ХІ5ГІ6 105
5.2.4. Кинетика фазовых превращений при растяжении и структура стали 30ХІЗГ9 НО
5.2.5. Заключение 115
5.3. Кристаллография деформационного мартенсита ГІ8
5.3.1. Габитус деформационного ('-мартенсита 119
5.3.2. Феноменологическое описание кристаллографии Ы -мартенсита в сталях с низкой энергией дефектов упаковки аустенита 128
5.3.3. Кристаллографические закономерности образования деформационного о мартенсита 141
5.3.4. Заключение 151
5.4. Исследование фазовых и структурных изменений при поверхностной упрочняющей обработке нестабильных хромомарганцевых сталей 152
6. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В НЕСТАБИЛЬНЫХ АУСТЕНИТНЫХ Ре-Мп-Сч-С СТАЛЯХ 160
6.1. Механические свойства сталей 30Х(12-15;1\9-23;. 160
6.2. О взаимосвязи деформационных мартенситных превращений и механических свойств Ре-Мп-Сч-С сталей 166
6.2.1. Прочность { Og ) сталей при температурах ниже М 166
6.2.2. Упрочнение сталей 167
6.2.3. Пластичность сталей при температурах ниже Md 171
6.3. Заключение 179
ЗАКЛЮЧЕНИЕ 181
ЛИТЕРАТУРА 185
ПРИЛОЖЕНИЕ
- Энергия дефектов упаковки аустенита сталей на основе систем Ре-Сч-h/i, Ре-Мп
- МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
- Рентгенографический фазовый анализ деформированных растяжением нестабильных аустенитных сталей с низкой энергией дефектов упаковки аустенита
- Превращение парамагнетизм si антиферромагнетизм в аустените
- Фазовые и структурные изменения при растяжении стали 30ХІ2Г23 с У-* превращением при деформации
Энергия дефектов упаковки аустенита сталей на основе систем Ре-Сч-h/i, Ре-Мп
Энергия дефекта упаковки аустенита является важнейшей его характеристикой, определяющей вероятность образования дефекта упа -ковки, особенности развития фазовых превращений и структуры сталей при охлаждении и деформации. Различные методы определения величины ЭДУ ( Jf; ; рассмотрены в монографии [Ґ]. Наиболее распространенным методом экспериментального определения ЭДУ является электронноми-кроскопический метод, основанный на анализе тройных дислокационных узлов [2, з]. С его использованием получены основные результаты по сталей с низкой ЭДУ аустенита [4, II, 12 и т.д.].
Д.Дюлье и Дж.Наттинг [4] провели систематическое экспериментальное исследование Jf сталей на базе системы Ре-Сч-Nl . йзу -чали влияние на %ь никеля и хрома, а также, на базе стали Ре -18% - C4-IO%Nt , легирующих элементов, образующих твердые растворы замещения (кремний, кобальт, медь, ниобий, молибден; и раство -ры внедрения (углерод, азот). Рис.1.1 иллюстрирует влияние на хрома в сталях с постоянным ( 10%; содержанием никеля, и Nil -при постоянном (-18$) содержании хрома. Было установлено, что кремний (до 1%;, кобальт ( - 6,5%; и марганец (до 5%; снижают #, медь и ниобий увеличивают, а молибден (до 2,5%;, углерод (до О,4%) и азот (до 0,2%; не оказывают существенного влияния на величину исходной стали. Однако в более поздних работах [ 5...7) было показано, что углерод повышает Х± в углеродистых, никелевых и хромоникелевых сталях. температурной зависимости QL в нержавеющих сталях показали, что с повышением температуры fiL растет [б, 10, п]. Характерные зависимости приведены на рис.1.2. Данные Jll] показывают, что при оценке влияния легирования на ЭДУ следует учитывать температурную зависимость ft-L , - при комнатной температуре значение Xi. отелей, содержащих близкое количество Сч (5=18$), но различное - Ml (10,7$ и 15,9%) заметно отличаются, но практически совпадают при температурах выше 150С. Результаты [б] выявляют существенное различие температурной зависимости $ при температурах ниже комнатной сталей промышленной чистоты (0XI8HI0T) и синтетической стали 0ХІ8НЮ (рис.1.2, кривые 3,4). В последние годы проведен ряд исследований ЭДУ сталей си -стемы Ре-Мп, Fe-Мп-Сч. На рис.1.3а приведена полученная экспериментально Волосевичем и др. [іг] зависимость & L при комнатной температуре от содержания марганца. Увеличение количества мар -ганца до 22$ снижает, а дальнейшее увеличение его концентрации до 35% наоборот повышает }fo . Качественно подобную зависимость предложил Шуманн [із] (см.рис.І.За) на основании изучения закономерностей фазовых превращений в сталях Fe-Мп. По его оценке минимальное значение $L соответствует концентрации «13% Мп. Като и др. [14-} провели термодинамический расчет QI сталей Fe-Мп-Сч. Их данные (рис.1.4) показывают, что повышение содержания марганца от 10 до 40% ведет к монотонному увеличению %i , однако существенного изменения Ot ПРИ Мп 10% не получено.Легирование хромом (до 15%) повышает jfa . Данные, свидетельствующие о повышении хромом (до 13%) Ї, получены и при исследова -нии хромомарганцевых сталей для криогенной техники [20]. Показано также, что легирование никелем (до 3%) молибденом (до 2%), азотом (до 0,23%) повышает стали 03ХІЗГІ9.
Материал и методика исследования
В табл.2.1 приведен химический состав исследованных сталей, а также определенные дилатометрическим методом температуры начала в них мартенситного превращения при охлаждении (Ms ) и обратного превращения деформационной Є -фазы в аустенит при нагреве к A - j.
Стали І...6 выплавили в открытой индукционной печи емкостью —50 кг. Слитки массой 8...10 кг гомогенизировали при температуре ХІ50...ХІ70С (10 часов;, проковаж на а 15...17, подкатали вгорячую на а 10...12. Из полученных прутков после закалки с Х100С в воду изготовили образцы для исследований. Сталь 7 выплавили в вакуумной индукционной печи "Бальцерс". Слитки массой —I кг гомогенизировали при Х150С (6 часов;, проковали на о 15, закалили с ІІ00С в воду.
Помимо указанных в табл.7 сталей, в работе исследовались образцы, изготовленные из слитка, содержание марганца по длине которого менялось от 7 до 15% при —0,22% С и — 7,0% Сч см. р. 5.4-.
Рентгенографический фазовый анализ деформированных растяжением нестабильных аустенитных сталей с низкой энергией дефектов упаковки аустенита
Рентгенографический фазовый анализ деформированных сталей, в которых в результате деформации из аустенита образуются 0 (ОЦК) и (ГПУ) мартенситные фазы, затрудняется текстурой, связанной как с влиянием нагрузки на реализацию тех или иных ориентировок кристаллов и оС фаз (текстура превращения), так и с собственно деформационной текстурой.
При рентгенографическом фазовом анализе текстурованных материалов используют два подхода. Первый - съемка возможно большего числа дифракционных линий каждой фазы и последующий расчет фазового состава с учетом полюсных плотностей flQ9 Метод достаточно экспрессен и дает в ряде случаев хорошие результаты (см. на -пример ["по]), однако использование его при изучении многофаз -ных, в частности, трехфазных ( jf + + оС7) сталей, рассматриваемых в настоящей работе, затрудняется перекрытием и малой интенсивностью большинства линий фаз. Второй подход - расчет фазового состава по суммарной (усредненной) по всей полюсной фигуре интенсивности одной дифракционной линии каждой фазы. Методы ус 55 реднения могут быть различны - либо чисто механический за счет хаотического вращения в ходе съемки образцов специальной форми в спецприставках, либо сочетающие механическое и математическое усреднение [I04J. Этот подход взят нами за основу при дальнейшем рассмотрении. Его достоинства очевидны; основной недостаток -значительная трудоемкость даже в наиболее простом случае - при осевой текстуре.
Ниже рассматривается возможность снижения трудоемкости рентгенографического определения фазового состава рассматриваемых сталей, деформированных растяжением, за счет сокращения снимав -мой части полюсной фигуры.
Для решения поставленной задачи использовали следующий подход: фазовый состав трехфазных ( $ , , оС) материалов может быть рассчитан по формулам вида
Для бестекстурных поликристаллических материалов J - интен -сивности дифракционных линий и , с/ и Є фаз, полученные при произвольной ориентировке образца; Кт и К2 - коэффициенты,определяемые отношением расчетных интенсивностей дифракционных ли -ний от единицы объема фаз ( S ): K-j- =S/S » к2 =5/ь Для линий 1ЮЫ , ІОІ и Illj Кт = 0,670, К2 = 0,893.
При наличии текстуры величины Kj и К2 не изменятся, если в качестве 3 использовать суммарные по всей полюсной фигуре интенсивности дифракционных линий фаз. Если же интенсивности фиксируются лишь для части полюсной фигуры, то величины коэффициентов Кт и К2 являются в общем случае некоторой функцией ти 56 па текстуры, степени деформации и области полюсной фигуры, для которой суммируются интенсивности. Зависимость Кт и Кр от области полюсной фигуры, по которой суммируются интенсивности дифракционных линий фаз для образца с известным фазовым составом, просто определяется по уравнениям З.Іб,в, в которых вместо У используются соответствующие суммарные интенсивности. Для выясне -ния возможности ограничиться при фазовом анализе съемкой лишь части полюсной фигуры и определения величин коэффициентов К-г и К2 следует получить зависимости Кт и К2 для небольшой группы образцов, существенно различных по степени деформации, фазовому составу и т.п. Затем надо усреднить полученные зависимости и в дальнейшем ограничиваться съемкой лишь части полюсной фигуры, для которой расчет фазового состава исследованных вышеуказанным способом образцов, но по средним значениям Кх и К2, дает требуемую точность.
Превращение парамагнетизм si антиферромагнетизм в аустените
Известно, что в аустените хромомарганцевых сталей происхо -дит магнитное превращение парамагнетизм з? антиферромагнетизм (ПМ АФМ), подобное наблюдаемому в бинарных ГЦК сталях системы Ре-Мп Гіів]. Представленные ниже результаты нашего исследования дополняют имеющиеся в литературе данные о влиянии хрома на магнитно-объемные и упругие аномалии в аустените сталей с 20 и 36% марганца [lI9J , а также на различные свойства аустенита сплава Ре-41% Мп [lI8j. Для оценки влияния хрома мы обращались главным образом к результатам исследований марганцевых сталей [19, Ив], полученных на сталях аналогичной выплавки, с использова -нием тех же методик и установок. Исследованные нами температурные зависимости свойств аусте-нита сталей имеют характерные и для сталей -Ре-(20.. ЛХ)% Мп l9, 118 7 особенности, связанные с магнитным превращением, которые позволяют надежно установить температуру Нееля (Ти , см.табл. 4.1). точке Нееля аустенита. Ниже Ты наблюдается аномаль -ное увеличение д относительно хода температурной зависимости выше Tfjt типичное для антиферромагнетиков "щелевого" типа Гі20. В бинарных сталях Ре-Мп подобное изменение О наблюдается при содержании марганца от 20 до 70%, в то время как ГЦК(Т) - стали с меньшим и большим количеством марганца относятся к антиферро -магнетикам бесщелевого типа, в которых (как и в ферромагнетиках) О уменьшается при охлаждении ниже температуры магнитного превращения [l20j. В исследованных сталях не отмечено заметного уменьшения аномалии д ниже TN при снижении содержания марганца, которое наблюдалось в бинарных сталях Ре-(20...58)% Мп [I9J по мере приближения состава сплавов к концентрационной границе существования антиферромагнетиков щелевого типа. Таким об -разом, с точки зрения влияния на аномалию температурной зависи -мости д легирование хромом аустенита марганцевых сталей с содержанием Мп 20% действует подобно увеличению содержания марганца .
Фазовые и структурные изменения при растяжении стали 30ХІ2Г23 с превращением при деформации
Для анализа деформационного поведения как нестабильных ау -стенитных сталей, в которых при деформации образуются Є и с / мартенситные фазы, так и двухфазных (+.; в исходном состоянии сталей типа Г20 представлялось целесообразным изучить закономерности деформационного Х превращения, не осложненного параллельным образованием ос -мартенсита, либо присутствием после закалки в -фазы.
Исследованная нами сталь 30ХІ2Г23 в закаленном состоянии имеет аустенитную структуру, стабильную при охлаждении до -19бС. Деформация растяжением при температуре ниже комнатной приводит к появлению главным образом . -фазы Md » 20С;. Количество оС -фазы при всех исследованных температурах и степенях деформации не превышало 2%. Температура начала обратного Ъ превращения при нагреве деформированных образцов /U — 80иС (определена дилатометрическим методом).
Похожие диссертации на Анализ взаимосвязи фазовых превращений при деформации, пластичности и прочности эрозионностойких СЧ-МП сталей с целью прогнозирования их служебных свойств
