CC BY
160
МА ТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
УДК 621.78:669.017.3-15
Г.В. Маркова, д-р техн. наук, проф., (4872)35-05-81, fmm@tsu.tula.ru,
С.С. Гончаров, канд. техн. наук, доц., (4872)35-05-81, fmm@tsu.tula.ru,
Л.В. Лабзова, асп., (4872)35-05-81, labzovaliliy@mail.ru,
О.С. Клюева, инж., (4872)35-05-81, olga.klueva@mail.ru (Россия, Тула, ТулГУ)
ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ СПЛАВОВ Ре - 23 Мп - 5 81 И Ре - 30 Мп - 5 81
Рентгеноструктурным и магнитным фазовыми анализами установлено, что в сплаве ¥в-23Мп-5& после закалки возможно формирование трехфазного состояния (у+а+е), а последующее длительное вылеживание может приводить к изменению количественного соотношения фаз. Сплав ¥в-30Мп-5& при всех режимах термической обработки имеет однофазную аустенитную структуру.
Ключевые слова: термическая обработка, сплавы Ев - Мп - Б1, мартенситное превращение, рентгеноструктурный анализ.
Сплавы железа с высоким содержанием марганца обладают уникальным сочетанием свойств благодаря мартенситному превращению у^-е (ГЦК^ГПУ). Одним из таких свойств является высокая демпфирующая способность, другим - эффект памяти формы (ЭПФ). Известно, что легирование кремнием усиливает способность сплавов к восстановлению формы [1]. Закономерности структурообразования и положение температурных и концентрационных границ а-, е- и у-фаз на диаграммах мартенситных превращений сплавов Бе-Мп^ практически не изучено.
В связи с этим целью данной работы являлось исследование структуры и фазового состава сплавов Бе - Мп, легированных кремнием после закалки от разных температур из области у-твердого раствора.
Материалы и методика исследований
Химический состав образцов представлен в таблице.
Химический состав исследованных сплавов
Сплав Содержание элементов, вес. %
Бе Мп 8і С
Бе - 23 Мп - 5 8і 69,5 22,7 5,0 0,046
Бе - 30 Мп - 5 8і 66,0 29,5 5,0 0,052
Термообработку всех образцов исследуемых сплавов проводили в вакуумированной кварцевой трубке в лабораторной трубчатой печи по следующим режимам: закалка 400 - 1000 °С, с шагом 100 °С время выдержки при всех температурах составляло 1 ч, охлаждение производили в воде.
Исследование фазового состава свежезакаленных образцов и образцов после вылеживания (5500 ч) сплава Бе-23Мп-58і и Бе-30Мп-58і проводили на рентгеновском дифрактометре «Дрон-2,0» в Со ^-излучении в режиме непрерывной регистрации в интервале углов от 20 до 120° а также с использованием магнитного фазового анализа. Металлографический анализ проводили в светлом поле на микроскопе ЛхіоОЬБегуег при различных увеличениях.
Результаты эксперимента и их обсуждение
По литературным данным двойной сплав с 23 % Мп должен иметь двухфазную структуру состоящую из аустенита (у-фаза) и є-мартенсита [2,3,4]. Рентгеноструктурный фазовый анализ показал, что сплав Бе-23Мп-5Бі находится в двух-(у+є) либо трехфазном состоянии (у+є+а) (рис. 1, а). По результатам качественного металлографического анализа с полной уверенностью подтвердить наличие в структуре а-мартенсита не удалось. Из рис. 2, а видно, что структура сплава представляет собой у-фазу и є-мартенсит с ориентацией игл под углом 60 и 120°.
Сплав Бе-30Мп-58і после всех режимов термической обработки имеет однофазную аустенитную структуру, которая не изменяется со временем (рис. 2, б).
Данные рентгеноструктурного анализа показали, что структура сплава Бе-23Мп-58і после закалки крайне нестабильна и при вылеживании происходит изменение количественного соотношения фаз (рис. 1, б). В работе [4] также указывается на возможность нестабильности фазового состава сплавов системы Бе - Мп и изменения количественного соотношения фаз при вылеживании.
Известно, что в двойных сплавах Бе - Мп а-мартенсит образуется только при содержании марганца не более 10 % [2, 3,4]. В работе [5] приведена расчетная диаграмма состояния системы Бе - Мп с добавлением 6 % кремния. Она показывает насколько сильно может повлиять на структуру сплавов добавка кремния, и не исключает возможность образования а-мартенсита даже при концентрации марганца 23 и 30 масс. %.
С целью подтверждения данных рентгеноструктурного анализа о наличии а-фазы в составе свежезакаленных образцов сплава Бе-23Мп-581 проводили магнитный фазовый анализ с использованием баллистического магнитометра (метод Штеблейна).
Появление пиков на диаграмме (рис. 3) свидетельствует о присутствии в образце ферромагнитной фазы (в исследованном сплаве магнитной фазой является только а-мартенсит).
Из полученных данных следует, что количество а-фазы увеличивается с ростом температуры закалки.
7(111)
а
£(101)
26
б
Рис.
¥е-
1. Дифрактограммы свежезакаленных образцов -23Мп-531 и ¥е-30Мп-581 (а) и образцов сплава
Fe-23Mn-5Si после вылеживания (б); Тзак.= 700 °С
Рис.2. Структура сплавов Fe-23Mn-5Si (а), Fe-30Mn-5Si (б), закаленных от 700 °С и охлажденных в воде
а
о
в
Рис. 3. Интенсивность сигнала магнитометра, пропорциональная намагниченности свежезакаленных образцов сплава Гг-23Мп-5Б1, закаленных от 800 °С (а), 900 °С (б), 1000 °С (в)
По результатам рентгеноструктурного анализа определили параметр решетки аустенита (рис. 4). Видно, что параметр решетки аустенита сплава Ре-23Мп-581 значимо изменяется при увеличении температуры закалки. Известно, что изменение параметра решетки может быть вызвано несколькими причинами: макронапряжениями, изменением плотности де-
фектов упаковки, образованием концентрационных неоднородностей в фазе.
Рис. 4. Изменение параметра решетки аустенита (у-фазы) сплавов Ее-23Мп-58ї (а) и Ее-30Мп-58ї (б) при различной термической обработке
В работе [6] было показано, что длительная выдержка при высокотемпературных обработках сплавов Бе - Мп может привести не к уменьшению, а к увеличению неоднородности у-твердого раствора. Так, например, обогащенные марганцем кластеры в сплаве Бе - 20 Мп в результате такого расслоения могут иметь структуру у-фазы после охлаждения в воде, если содержание марганца в кластерах превышает 26 масс. %. Обедненные марганцем кластеры будут иметь структуру а-фазы, если концентрация марганца в них будет менее 10 масс. %. Когда размеры этих обогащенных и обедненных марганцем кластеров становятся достаточными для когерентного рассеяния рентгеновских лучей, соответствующие рентгеновские линии появятся на дифрактограммах.
Таким образом, в соответствии с гипотезами, сформулированными авторами работы [6], в Бе - Мп-сплавах возможно развитие расслоения в области у-твердого раствора.
Полученные экспериментальные данные изменения периода кристаллической решетки аустенита, рентгеновского и магнитного фазового анализа дают основания говорить о возможности расслоения в области у-твердого раствора в сплаве Бе -23Мп-58і. В ходе одночасовой выдержки образцов при температуре нагрева под закалку происходит расслоение твердого раствора. В областях, обогащенных марганцем, его концентрация достаточна для обеспечения при охлаждении у^в превращения. В облас-
тях, обедненных марганцем, при охлаждении возможно формирование a-фазы. В сплаве с 30 % марганца изменения параметра решетки аустенита не обнаружено. По-видимому, состав сплава лежит за пределами области гипотетического расслоения аустенита.
Нестабильность фазового состава при вылеживании сплава Fe-23Mn-5Si также вероятно является следствием формирования трехфазной структуры в результате закалки. Образование двух типов мартенсита (a и е) при охлаждении приводит к неоднородному распределению внутренних напряжений не только по величине, но и по знаку, поскольку превращения Y——є и y—a протекают с объемным эффектом противоположных знаков. Происходящая в процессе вылеживания релаксация напряжений может инициировать самопроизвольное изменение фазового состава.
Выводы
Комплекс проведенных исследований позволил установить следующие особенности структурообразования в исследуемых сплавах.
1. В структуре сплава Fe-23Mn-5Si после закалки от некоторых температур достоверно зафиксировано наличие a-мартенсита, образование которого может быть обусловлено формированием в аустените при нагреве концентрационных неоднородностей по марганцу.
2. Структура сплава Fe-23Mn-5Si после закалки от различных температур характеризуется крайней нестабильностью. В ходе вылеживания при комнатной температуре изменяется и фазовый состав, и соотношение фаз.
3. Сплав Fe-30Mn-5Si после всех режимов закалки имеет структуру аустенита, не изменяющуюся при вылеживании.
Список литературы
1. О природе эффекта памяти формы в сплавах Fe-Mn-Si/ Е.З. Винтайкин [и др.] //Металлофизика. 1991. Т.13. №8. С.43-51.
2. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. М.: Металлургия, 1973. 29б с.
3. Волынова Т.Ф. Высокомарганцевые стали и сплавы. М.: Металлургия, 1988. 314 с.
4. Соколов О.Г., Кацов К.Б. Железомарганцевые сплавы. Киев: Наукова думка, 1982. 21б с.
5. Effect of silicon on atomic distribution and shape memory in Fe - Mn base alloys/V.G. Gavriljuk [at al.]//Materials Science and Engineering A. 40б. 2005. P. 1 - 10.
6. Ustinovshikov Y., Pushkarev B., Sapegina I. Phase separation in the Fe - Mn system // Journal of Alloys and Compounds. 399. 2005. P. 160 - 165.
G. Markova, S. Goncharov, L. Labzova, O. Klueva
The influence of heat treatment on phase transformation of Fe - 23 Mn - 5 Si and Fe - 30 Mn - 5 Si alloys
With X-ray diffraction structural and magnetic phase analysis it has been found that in the Fe-23Mn-5Si alloy after quenching a three-phase (y+a+s) state could be formed. Further long-term exposition could lead to changing the phases’ quantitative relation. The Fe-30Mn-5Si alloy under all heat treatment modes features a single-phase austenite structure.
Key words: heat treatment, Fe - 23 Mn - 5 Si and Fe - 30 Mn - 5 Si alloys, martensitic transformation, X-ray diffraction structural analyse.
Получено 02.11.10
УДК 669.131
Н.В. Мельниченко, канд. техн. наук, доц., (4872)372575 (Россия, Тула, ТулГУ)
СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ В ТРИБОСЛОЕ ПРИ ТРЕНИИ СТАЛЕЙ БЕЗ СМАЗОЧНОГО МАТЕРИАЛА
Приводятся особенности структурообразования в поверхностном слое при схватывании трущихся поверхностей/
Ключевые слова: трение скольжения, фактические площадки контактирования, трибоструктуры, окислы, белый слой, когезионные вырывы, сварка.
В процессе изнашивания углеродистых сталей образуются и разрушаются динамические структуры в трибослое. При дискретном взаимодействии контактирующих поверхностей в локальных участках происходит пластическая деформация и термоциклирование вблизи температуры А1. Под влиянием сжимающего напряжения и сил трения в напряженном объеме изменяются механические свойства материалов, их структура, характер процессов, протекающих под влиянием окружающей среды [1]. Даже весьма хрупкие материалы проявляют высокую пластичность.
Разрушение динамических структур происходит за счет выкрашивания хрупких частиц, отслаивания окисных пленок, БС, мелкодисперсной структуры, вырыва металла из зон сварки фактических площадок контак-
