Малинов Л.С., Малинов В.Л. Ресурсосберегающие экономнолегированные сплавы и упрочняющие технологии, обеспечивающие эффект самозакалки

Подождите немного. Документ загружается.

алюминия способствует упрочнению при старении (рис. 2.17, а). Можно полагать, что чрезмерное

увеличение содержания никеля (> 9 %) должно снижать эффект упрочнения за счет увеличения в

структуре остаточного аустенита. Повышение концентрации титана в исследованных пределах при

одном и том же содержании никеля, хрома и алюминия способствует упрочнению при старении в

интервале 400-550

С (рис. 2.17, б). Причины, вызывающие упрочнение при старении нержавеющих

МСС, те же, что и рассмотренные ранее, а именно: сегрегация легирующих элементов на дислокациях и

выделение интерметаллидов [56]. Дополнительный эффект упрочнения может быть получен при

введении в хромоникелевые стали молибдена (03Х14Н6М2ТЮ), меди (03Х16Н4МД2), рис. 2.17, г и

марганца (рис. 2.17, в). В исследованных сталях с 12 % Сr и 4 % Ni положительный эффект получен при

увеличении концентрации марганца до 4 %. Большее его количество (6 %) уже снижает упрочнение за

счет увеличения в структуре остаточного аустенита (до 30 %). Исследованные стали в нормализованном

состоянии имеют высокий уровень механических свойств (табл. 2.10), что важно, т.к. можно исключить

закалку.

Старение позволяет еще в большей мере повысить прочностные характеристики и сохранить

достаточную пластичность и ударную вязкость (табл. 2.10). Присутствие δ–феррита в структуре

приводит к охрупчиванию сталей после старения. Так в 03XI2H4TЮ (Ti – 0,5 %, Al 0,6 %), в структуре

которой присутствовало 10 % феррита, после старения при 550

С 2 ч ударная вязкость снизилась с

1,1 МДж/м

(после нормализации) до 0,03 МДж/м

. Из этого следует, что при 12–14 % Cr содержание

никеля и ферритообразующих элементов, вызывающих дисперсионное твердение (Тi, Al, Мо и др.),

должно быть подобрано так, чтобы исключить образование δ–феррита, придающего хрупкость стали

после старения. Суммарное содержание титана, алюминия и других упрочнителей следует ограничивать

пределом, при котором проявляется хрупкость сталей.

Таблица 2.10

Механические свойства исследованных нержавеющих МСС*

Сталь

0,2

, МПа σ

, МПа δ, % ψ, %

KCU, МДж/м

03Х12Н4ТЮ 920/1144

1300/1500 13,0/11,5 50/40 1,1/0,03

03Х12Н8ТЮ 1010/1200 1340/1620 12,8/10,2 58/48 1,2/0,6

03Х14Н6М2ТЮ 1050/1400 1260/1500 17,6/11,5 63/53,5 1,3/0,6

03Х12Н9МТЮ 1100/1250 1350/1570 14,0/10,2 60/51 1,2/0,7

03Х16Н4МД2 1050/1190 1300/1425 12,1/10,0 55/51,3 0,9/0,6

10Х12Н4Г2ТЮ 1050/1250 1360/1480 13,2/9,8 55,4/45,2 1,0/0,5

10Х12Н4Г4ТЮ 1100/1300 1410/1520 13,4/8,8 56,3/30,3 1,2/0,2

10Х12Н8ТЮ 1150/1320 1440/1520 12,8/10,2 56,1/48,1 1,3/0,5

03Х12АГ6МДФ 1030/1120 1200/1320 12,1/9,1 55/45,1 1,2/0,4

*В числителе – свойства после нормализации, в знаменателе – нормализации

и старения при 500

С 2 ч.

Для повышения пластичности и ударной вязкости в исследованных сталях целесообразно получать

остаточный аустенит. Так в 10Х12Н4Г6ТЮ, имеющей в нормализованном состоянии 25-30 %

остаточного аустенита, ударная вязкость при –196

С составляет 0,57-0,65 МДж/м

. Fе–Сr–Ni–Мn

композиции целесообразно использовать после закалки и низкого отпуска или нормализации, когда они

имеют структуру несостаренного мартенсита. Содержание более 4 % Мn приводит к охрупчиванию при

старении (табл. 2.10). Важно также подчеркнуть, что в исследованных нержавеющих сталях содержание

углерода должно составлять 0,03-0,06 %. В ряде случаев оно может быть повышено до 0,1 %.

Концентрацию никеля в нержавеющих МСС целесообразно иметь 4–9 %, алюминия - 0,1–1,2 %, титана –

0,1–0,7 % [87, 12]. При необходимости обеспечить повышенную пластичность при высокой прочности

содержание титана должно выбираться на нижнем пределе, а никеля - на верхнем. Для более

агрессивных, чем речная вода, сред содержание хрома необходимо повышать до 16–17 % [88, 89].

Результаты более поздних работ других авторов подтверждают эти выводы. В них отмечается также

перспективность использования таких сталей в промышленности [57, 58, 60].

Полученные данные [90] свидетельствуют о возможности создания МСС на Fе–Сr–Мn основе,

дополнительно легированных ванадием, азотом и медью. Так сталь 03Х12АГ6МДФ (табл. 2.9) имеет

вполне удовлетворительный комплекс механических свойств (табл. 2.10). Можно полагать, что в этой

стали упрочнение при старении обусловлено не только присутствием меди, атомы которой образуют

сегрегации на дислокациях или ε–фазу, но и выделением карбонитридов ванадия.

2.9. Малоуглеродистые дисперсионнотвердеющие стали

В работе [17] сообщалось о применении высоконикелевой стали 03H18K9M5TЮ в качестве

материала для инструмента горячего деформирования металлов. Представлялось важным изучение

возможности создания экономнолегированных инструментальных сталей, основанных на принципе

дисперсионного твердения мартенсита. Исследовались стали с содержанием углерода от 0,09 до 0,3 % и

относительно невысокой концентрацией никеля (~ 2 %) [91-93]. В отличие от МСС, имеющих низкое

содержание углерода, такие стали в настоящее время называют дисперсионнотвердеющими (ДТС).

Примером их может служить ранее разработанная сталь 20Н7МФЮ [60] с повышенным содержанием

никеля. Была выбрана композиция ХНМФДЮ. Для определения математической зависимости изменения

предела текучести от химического состава и выбора оптимального сочетания элементов был

осуществлен полный факторный эксперимент типа 2

. В качестве независимых переменных выбраны

содержание углерода (х

) и легирующих элементов: никеля (х

), меди (х

) и алюминия (х

). Содержание

ванадия, молибдена и хрома не варьировалось и составляло соответственно 0,6, 1 и 3 %. Действительный

план эксперимента после корректировки уровней факторов и интервалов варьирования приведен в

табл. 2.11.

Таблица 2.11

Действительный план эксперимента

Содержание элементов, мас. %

Факторы

С Ni Cu Al

Основной уровень (x

) 0,11 1,04 0,54 0,53

Интервал варьирования (∆x

)

0,06 0,27 0,30 0,28

Верхний уровень (x

= +1) 0,17 1,31 0,84 0,81

Нижний уровень (x

= -1) 0,05 0,77 0,24 0,25

После расчета коэффициентов и их доверительных интервалов получено следующее уравнение

регрессии:

43212,0

29,2291,2461,5245,5925,981 хххх ++++=σ (2.6)

Проверка по критерию Фишера свидетельствует об адекватности построенной математической

модели реальному процессу. Наибольшее влияние из изученных элементов на предел текучести

оказывает углерод. В тех случаях, когда требуется иметь повышенную ударную вязкость и

разгаростойкость, увеличение содержания углерода более 0,2-0,3 % нежелательно. Существенную роль

никеля, алюминия и меди в упрочнении можно объяснить сегрегацией атомов этих элементов на

дислокациях или образованием интерметаллидов при старении. Хорошее сочетание механических

свойств получено в стали, содержащей 0,2 % С; 3 % Сr; 2 % Ni; 1 % Мо; 1 % Сu; 1 % Al и 0,6 % V: σ

0,2

1340-1400 МПа, σ

= 1480-1500 МПа, δ = 8-9 %, ψ = 30-40 %, KCU = 0,37-0,40 МДж/м

. При увеличении

легирующих элементов (Ni, Сu, Аl) выше указанных значений предел текучести возрастает. Однако при

этом наблюдается снижение пластических характеристик и ударной вязкости, что обусловлено

увеличением количества упрочняющей фазы сверх допустимого предела. Поэтому в качестве

оптимальной выбрана сталь 2Х3Н2МФДЮ [94]. В тех случаях, когда пластичность и ударная вязкость не

являются лимитирующими характеристиками, содержание варьируемых элементов может быть

увеличено с целью повышения прочностных характеристик. Аустенитизация при 1000

С позволяет

перевести в твердый раствор основное количество элементов, обеспечивающих дисперсионное

твердение при старении. Повышение температуры аустенитизации до 1100-1150

С вызывает

значительный рост зерна. Если до температуры нагрева под закалку 1000

С балл зерна аустенита

составлял 8-7, то после закалки с 1100-1150

С он равен 5 и 4 соответственно. Полученные данные

позволяют заключить, что оптимальным температурным интервалом нагрева под закалку является 1000-

1050

С. Механические свойства стали 2Х3Н2МФДЮ (0,26 % С) изучались после закалки с указанных

температур и старения в интервале 200-650

С. Уже после закалки и низкого отпуска сталь обладает

повышенным уровнем прочностных свойств в сочетании с хорошей пластичностью и ударной вязкостью

(табл. 2.12).

Таблица 2.12

Механические свойства стали 2Х3Н2МФДЮ после различных режимов старения (закалка с 1050

С)

Режим старения

0,2

МПа

, МПа

δ, % ψ, %

KCU, МДж/м

200 °С 1 ч 1250 1420 8,2 38,7 0,67

300 °С 1 ч 1210 1400 9,8 40,2 0,70

450 °С 1 ч 1280 1450 7,8 35,3 0,24

550 °С 1 ч 1400 1480 5,0 30,0 0,32

550 °С 2 ч 1300 1440 6,2 40,0 0,36

550 °С 3 ч 1310 1420 8,0 35,6 0,34

600 °С 0,5 ч 1360 1480 6,3 32,1 0,33

600 °С 1 ч 1200 1346 9,3 33,5 0,53

600 °С 3 ч 1122 1213 10,4 34,2 0,57

Старение при 450

С незначительно изменяет прочностные и пластические свойства, но существенно

снижает ударную вязкость. Это может быть проявлением низкотемпературной отпускной хрупкости.

Следует отметить, что старение при более высокой температуре (550

С) вызывает наиболее

существенное повышение предела текучести и небольшое возрастание величины ударной вязкости по

сравнению с предыдущим случаем. Последнее можно связать с более благоприятной формой частиц

выделяющихся фаз, чем после старения при 450

С. Старение при 600°

С повышает пластичность и

ударную вязкость (табл. 2.12), но снижает прочностные свойства. Однако даже после выдержки в

течение 3 ч они еще находятся на довольно высоком уровне, что может свидетельствовать о том, что

процесс коагуляции выделившихся при старении частиц протекает медленно, и повышенная плотность

дислокаций сохраняется в α–твердом растворе. Наилучший комплекс свойств обеспечивает старение при

550

С 1-2 ч. В том случае, когда требуется иметь высокие ударную вязкость сердцевины и твердость

поверхности, целесообразно после закалки проводить низкий отпуск (200-300

С) с последующим

старением поверхности при 550

С. Закономерности, обнаруженные в кованной стали 2Х3Н2МФДЮ,

характерны и для литой ДТС 3Х3Н2МФДЮ, выплавленной методом ЭШП. После закалки и низкого

отпуска при 300

С 1 ч в ней обеспечивается следующий уровень механических свойств: НRC 40-45,

0,2

= 1300-1400 МПа, σ

= 1460-1500 MПa, δ = 5-7 %, ψ = 11-16 %; KCU = 0,37-0,50 МДж/м

. После

старения при температуре 550

С механические свойства таковы: σ

0,2

= 1450-1480 МПа, σ

= 1500-

1750 МПа, δ = 3,0-4,2 %, KCU = 0,20-0,25 МДж/м

. При необходимости повысить ударную вязкость до

0,4 МДж/м

при сохранении высоких прочностных свойств (σ

0,2

= 1300 МПа и σ

= 1400 МПа)

температуру старения следует повысить до 600

С 1 ч. Сталь 3Х3Н2МФДЮ внедрена в ОАО «Азовмаш»

для литых штампов вместо кованой 5ХНМ и показала в 2 раза более высокую эксплуатационную

стойкость, чем последняя.

Наряду с хромоникельмолибденовыми ДТС исследовалась безникелевая сталь 3Х3Г2МФД2Ю [95].

Она после закалки и низкого отпуска имеет сочетание прочностных и пластических свойств близкое к

таковому у никельсодержащих ДТС: HRC 44-46, σ

0,2

= 1200-1240 МПа, σ

= 1250-1400 МПа, δ = 9-12 %,

ψ = 28-43 %, КСU = 0,38-0,72 МДж/м

. Как и в ранее рассмотренных 2Х3Н2МФДЮ и 3Х3Н2МФДЮ, в

марганецсодержащей стали наблюдается дисперсионное твердение. Нагрев в течение 1 ч при

температурах 450-550

С вызывает повышение твердости до НRC 48-50. Увеличение температуры

отпуска свыше 550

С приводит к снижению твердости. Однако и после нагрева на 600

С она находится

на уровне НRС 40-42. Наиболее благоприятное сочетание механических свойств получено после закалки

с 950

С и отпуска при 550

С (σ

0,2

= 1330 МПа, σ

= 1480 МПа, δ = 16,5 %, ψ = 34 %, KCU =

0,58 МДж/м

). В малоуглеродистых ДТС может быть получен более высокий уровень прочностных

свойств, чем в экономнолегированных МСС и при этом на достаточном для инструментов горячего

деформирования уровне сохранена пластичность и ударная вязкость [96, 97].

Разработаны малоуглеродистые мартенситные стали, которые закаливаются на воздухе и имеют

хорошее сочетание прочностных и пластических свойств: (08-14)Х3Н2МФДЮ, (08-14)Х3Г2МФБДЮ,

08Х2Г(3-5)МФ [94, 95]. В этих сталях процессы старения не получают заметного развития после закалки

(нормализации) и отпуска. Наилучшее сочетание механических свойств в них также, как и в

малоникелевых МСС, получено в том случае, когда в структуре наряду с низкоуглеродистым

мартенситом присутствует 8-15 % остаточного аустенита: σ

0,2

= 1000-1200 МПа, σ

= 1200-1300 МПa,

δ = 12-16 %, ψ = 55-60 %, KCU = 1,0-1,2 МДж/м

. После высокого отпуска (600-650

С) в этих сталях

сохраняется повышенный уровень прочностных характеристик (σ

0,2

= 750-800 МПа, σ

= 800-950 МПа), а

ударная вязкость при −60

С составляет 0,6-0,7 МДж/м

. Достоинством этих сталей является высокая

прокаливаемость в сечениях 150-200 мм, возможность закалки на воздухе, что исключает

трещинообразование и коробление, не склонность к обезуглероживанию, хорошая обрабатываемость

резанием.

На основании выполненных исследований показана целесообразность создания

экономнолегированных сталей, в которых метастабильный аустенит может превращаться в

низкоуглеродистый мартенсит при охлаждении не только в воде или масле, но и на воздухе (эффект

самозакалки). При необходимости в таких сталях за счет соответствующего легирования осуществляется

упрочнение мартенсита интерметаллидами или карбидами (карбонитридами). Разработанные материалы

обладают хорошими технологическими свойствами, позволяют осуществлять различные виды химико-

термической обработки, при этом сокращая длительность их проведения. Повышение в них свойств

достигается также применением термомеханической обработки. Такие стали являются перспективными

высокопрочными материалами.

ГЛАВА 3

МАРГАНЦЕВЫЕ СТАЛИ С МАРТЕНСИТНЫМИ ПРЕВРАЩЕНИМИ

ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ И/ИЛИ ДЕФОРМАЦИИ

Промышленное использование марганцевых сталей началось более 120 лет назад. Первые

исследования структурных и фазовых превращений в них относятся к 20-м годам прошлого столетия.

Накопленные данные обобщены в обзорах А.Е. Вола [98], А.Г. Григорьева [99], М. Хансена, К. Андерко

[100] и др. Новый этап интенсивных исследований марганцевых сталей начался в конце 50-х годов

работами И.Н. Богачева с сотрудниками. Результаты этих исследований заложили основы современных

представлений о структуре, фазовых превращениях и свойствах Fе-Мn сталей [20]. Интерес, проявленный

к ним, обусловлен стремлением существенно расширить область их применения взамен более дорогих

никельсодержащих композиций. Это особенно важно для Украины, имеющей богатейшие залежи

марганцевой руды. Кроме того, марганцевые стали отличаются большим разнообразием фазовых и

структурных превращений, изучение которых важно для понимания особенностей, наблюдающихся в

других сплавах с низкой энергией дефектов упаковки [20, 24, 101-103]. Однако еще не было изучено

влияние легирования и обработок на развитие мартенситных превращений при нагружении, оказывающих

существенное влияние на уровень механических и служебных свойств. Совершенно не учитывалась

возможность протекания при деформации обратных мартенситных превращений, не рассматривалась

необходимость управления стабильностью аустенита с целью получения наиболее высокого уровня

свойств и разработки на этой основе высокопрочных экономнолегированных сталей и эффективных

способов упрочнения. Для выяснения этих вопросов проводились системные исследования, результаты

которых обобщены в настоящей главе. Ниже приведены данные о Fe-Mn сталях, в которых эффект

самозакалки реализуется при протекании мартенситных превращений при охлаждении и/или нагружении.

3.1. Влияние химического состава

Исследование выполнено на большой группе Fе-Мn сталей, содержащих от 6 до 29 % Mn (табл. 3.1).

Это дало возможность в широких пределах варьировать химический, фазовый состав (α′, α′ + ε, α′ + ε + γ,

ε + γ, γ), структуру, стабильность аустенита и изучить их влияние на процессы мартенситообразования,

формирование механических и служебных свойств.

Таблица 3.1

Химический состав исследованных сталей с различным содержанием марганца

Легирующие элементы, мас. %

Сталь

С Мn Si N S P

06Г6 0,06 6,1 0,22

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

06Г8 0,06 7,8 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,02

06Г10 0,06 10,5 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

07Г12 0,07 11,7 0,22

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

06Г14 0,06 13,6 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

06Г16 0,06 16,1 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

06Г20 0,06 19,6 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

07Г22 0,07 22,4 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

07Г24 0,07 23,7 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

06Г29 0,06 29,3 0,23

≤ 0,02 ≤ 0,06 ≤ 0,03

Исследуемые стали выплавляли в индукционной печи с основной футеровкой и фракционно

разливались на слитки. Их гомогенизировали при температуре 1100-1150

С 10 ч, а затем ковали на

заготовки, из которых изготавливали образцы для исследований. Пластическую деформацию

осуществляли растяжением, прокаткой и кручением. Для определения фазового состава применяли в

качестве основного рентгеновский метод, т.к. с его помощью можно было определить не только α'–, γ–,

но и ε–фазу. При отсутствии текстуры количество α′–, γ– и ε–фаз рассчитывалось по формулам [104],

выведенным проф., д.т.н. Б.А. Леонтьевым.

( )

( ) ( ) ( )

318,088,0

100

111

110

101

γγαεεεε

εεε

PaPaPca

Pca

⋅+⋅+⋅⋅

⋅

= (3.1)

()

88,0

101

110

εεε

αα

εα

Pca

⋅⋅

⋅

⋅= (3.2)

( )

14,3

101

111

εεε

γγ

εγ

Pca

⋅⋅

⋅

⋅= (3.3)

где

γαε

qqq ,, - количество ε–, α– и γ–фаз;

γαεε

aaca ,,, – периоды кристаллических решеток ε–, α– и

γ–фаз;

( ) ( ) ( )

γαε

101101101

,, PPP – интегральная интенсивность соответствующих линий ε–, α– и γ–фаз.

Интенсивность отражения зависит не только от количества фаз, но и от текстуры, если она возникла,

например, при деформации. В этом случае расчет количества фаз проводился по методике работы [105].

Съемка проводилась как в плоскости прокатки образцов, так и в плоскости, ей перпендикулярной, на

рентгеновской установке УРС 50ИМ в железном излучении. На каждую точку исследовалось не менее 3-х

образцов. При расхождении результатов более чем на 5 %, дополнительно исследовалось 2-3 образца. Для

построения экспериментальных кривых использовались средние данные. В ряде случаев фазовый состав

определялся магнитометрическим методом на установке Штейнберга–Зюзина. Напряженность

магнитного поля установки обеспечивала полное магнитное насыщение образца при любом содержании

мартенсита в стали. Расчет влияния легирующих элементов в исследованных сталях проводился по

формуле [106]:

TiWNiCrMnMoSiCI

1600180034400200300703200216004 +−−−−++−=π , (3.4)

где содержание элементов дано в процентах.

В качестве эталона использовался образец из технически чистого железа, величина

4 которого

составляла 21600. При изучении влияния деформации на изменение количества мартенсита эталоном

служил образец из стали с метастабильным аустенитом, в котором под влиянием наклепа обеспечивалась

чисто мартенситная структура. Это проверялось рентгеновским методом. Проводили

металлографические, электронномикроскопические исследования, определяли механические свойства.

Полученные в настоящей работе экспериментальные данные позволили заключить, что в сталях,

содержащих 6-8 % Mn, при охлаждении с температуры аустенитизации (900

С) протекает лишь γ → α'

превращение, и структура является полностью мартенситной (рис. 3.1, а). Увеличение содержания

марганца до 10 % приводит к появлению наряду с α' ε–мартенсита (~ 13 %). В сталях с концентрацией

марганца от 11 до 15 % структура трехфазная (α′ + ε + γ). Кристаллы α' располагаются в виде пакетов,

ограненных параллельными линиями (рис. 3.1, б), которые могут быть пластинами ε [107]. При 16 %

марганца структура становится двухфазной (65 % ε + 35 % γ). Пластины ε образуют фигуры правильной

геометрической формы на фоне более темного, чем они, аустенита (рис. 3.1, в). Наблюдение в

электронном микроскопе выявило более сложное строение ε-мартенсита, в котором наблюдается высокая

плотность дефектов упаковки (рис. 3.1, г). При увеличении содержания марганца свыше 20 % количество

ε–мартенсита снижается, и в стали 06Г29 структура становится чисто аустенитной (табл. 3.2).

Полученные данные хорошо согласуются с приведенными в литературе [20. 22].

Таблица 3.2

Влияние содержания марганца в исследованных сталях на фазовый состав после закалки с 900

Соотношение фаз, %

Стали

α'

ε γ

06Г6 100 – –

06Г8 100 – –

06Г10 87 13 –

07Г12 60 25 15

06Г14 41 42 17

06Г16 - 65 35

06Г20 – 65 35

07Г22 – 48 52

07Г24 – 25 75

06Г29 – – 100

а б

в г

Рис. 3.1. Микроструктура марганцевых сталей после закалки с 900

С:

a – 06Г8; б – 06Г14; в – 06Г16; × 500; г – 06Г16; × 15600

При изучении марганцевых сталей до последнего времени основное внимание уделялось изменению

под влиянием марганца структуры и фазового состава, получаемых непосредственно после

термообработки. Однако большое значение имеет развитие мартенситных превращений при нагружении

[108], характеризуемое мартенситными кривыми деформации (МКД). Целесообразно выделить основные

участки МКД и дать их характеристику. Соответствующие данные в литературе отсутствовали.

Рассмотрим вначале это применительно к стали 06Г20, деформированной прокаткой. Мартенситные

кривые в ней имеют наиболее полный вид (рис. 3.2). Первый участок МКД γ → α'' превращения

характеризует начало образования α'' и постепенное нарастание его количества. На МКД изменения

процентного содержания ε–мартенсита этому участку соответствует наиболее интенсивное γ → ε

превращение. Интенсивность мартенситных превращений в процессе пластической деформации может

быть определена как отношение величины изменения количества мартенситной фазы

(

)

∆

приращению степени пластической деформации

(

)

∆

ε∆

∆

= (3.5)

Рис. 3.2. Влияние степени деформации прокаткой на изменение фазового состава

в стали 06Г20: 1 – α″; 2 – ε; 3 – γ

Второй участок МКД (см. гл. 1, рис. 1.3, 1.4) характеризует изменение количества α″- и ε–

мартенситов с постоянной интенсивностью, величина которой наибольшая в сравнении с таковой для

других участков. При этом увеличению количества α″ соответствует уменьшение доли ε. Третий участок

МКД характеризует затухание мартенситных превращений, а четвертый – получение максимального

количества α'' и минимального – ε–мартенситов. Увеличение степени пластической деформации на IV-м

участке не приводит к изменению фазового состава. Все четыре участка обнаруживаются и в других

двухфазных (γ + ε) марганцевых сталях, деформированных прокаткой и растяжением, например, в 07Г22

и 07Г24. Закономерности изменения фазового состава сохраняются те же, что и в стали 06Г20. Чем выше

содержание марганца, тем меньше количество мартенситных ε- и α″–фаз и большая доля аустенита

обнаруживается при одинаковой степени деформации (рис. 3.3, е, ж; 3.4, д, е). В случае применения более

«мягкого» нагружения, а именно – кручения, в сталях 07Г22 и 07Г24 вплоть до разрушения образцов

наблюдается лишь восходящая ветвь на кривой изменения ε–фазы и нисходящая - на кривой γ–фазы (рис.

3.5, е, ж). Количество α″-мартенсита, образующегося в 07Г22, невелико и даже при угле закручивания

350

не превышает 5 % (рис. 3.5, е). В 07Г24 α″–мартенсит не образуется вообще и реализуется лишь

γ → ε превращение (рис. 3.5, ж). Во многих работах ε–фазу рассматривают как промежуточную при

переходе аустенита в α″–мартенсит. Полученные данные по развитию фазовых превращений при

кручении показывают, что ε–фаза может быть и стабильной, а не промежуточной [109-111]. Иная картина

наблюдается в сталях с более высоким или низким содержанием марганца. В 06Г6 и 06Г8, в которых в

исходном (после закалки) состоянии структура является полностью мартенситной, при ХПД прокатной,

растяжением и кручением не происходит изменение количества α–мартенсита и МКД характеризуется

участком IV, т.е. горизонтальной линией (рис. 3.3, а; 3.4, а; 3.5, а). В стали 06Г10, в которой после закалки

наряду с α″ в структуре присутствует 13 % ε, МКД имеет участки III и IV. Уже при относительно

небольших деформациях завершается образование α–мартенсита и исчезает ε–мартенсит. Степень

деформации, при которой это происходит, тем больше, чем «мягче» нагружение. В 06Г14 МКД

характеризуется в зависимости от способа деформации II и III (прокатка, рис. 3.3, в), II (растяжение, рис.

3.4, в), II, III, IV (кручение, рис. 3.5, в) участками. В 06Г16 при деформации прокаткой и растяжением

МКД имеют II и III участки (рис. 3.3, г; 3.4, г). При кручении обнаруживаются все четыре участка МКД,

как и в сталях 06Г20, 07Г22, 07Г24 при прокатке и растяжении. Таким образом, переход к более

«мягкому» нагружению действует аналогично увеличению концентрации марганца.

100

, %

″

, γ,

ε, %

Рис. 3.3. Изменение фазового состава в Fе-Мn сталях в результате пластической деформации

растяжением: а – 06Г8; б – 06Г10; в – 06Г14; г – 06Г16; д – 06Г20; е – 07Г22;ж – 07Г24;

1 – α″; 2 – ε; 3 – γ

Рис. 3.4. Изменение фазового состава в Fе-Мn сталях в результате пластической деформации

прокаткой: а – 06Г8; б – 06Г10; в – 06Г14; г – 06Г16; д – 06Г20; е – 07Г22;

1 – α″; 2 – ε; 3 – γ