CC BY
17
УДК 669.15:537.621.4:620.193.4
Канд. физ.-мат. наук Г. В. Снежной1, д-р техн. наук В. Е. Ольшанецкий1,
д-р техн. наук С. В. Бобырь2
1 Запорожский национальный технический университет, г. Запорожье 2 Институт черной металлургии им. Некрасова НАН Украины, г. Днепропетровск
МАГНИТНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛЯХ ТИПА 150Г7 ПРИ ТЕМПЕРАТУРНЫХ И ДЕФОРМАЦИОННЫХ
ВОЗДЕЙСТВИЯХ
Исследованы магнитно-фазовые превращения в износостойких марганцовистых сталях типа 150Г7 при температурном воздействии с идентификацией фаз: стабилизированный аустенит, мартенсит деформации, феррито-карбидная смесь, превращение аустенита в феррито-карбидную смесь и обратное превращение. Выявлены участки магнитно-фазовых превращений на базе экспериментальной температурной зависимости магнитной восприимчивости.
Ключевые слова: сталь, аустенит, феррит, деформация, а' - мартенсит, магнитная восприимчивость.
Введение
Для изготовления износостойких отливок широко используются сплавы системы Бе-С-Мп [1]. Одними из такого рода материалов являются стали типа 150Г7, которые после закалки имеет аустенитную структуру и специфические механические свойства.
В работе [2] было показано, что в качестве высокоточного индикатора структурных изменений может служить удельная магнитная восприимчивость, которая как высокочувствительная характеристика способна отражать особенности влияния температуры и давления, а также еще и химического состава (Мп, С, N1 и др.) на общее состояние и свойства аустенитной фазы.
В связи с этим целью настоящей работы является исследование магнитно-фазовых превращений при температурных и деформационных воздействиях в марганцовистых сталях типа 150Г7.
Материалы и методика эксперимента
Стали типа 150Г7 выплавляли в печи Таммана и охлаждали в интервале температур кристаллизации с достаточно высокой скоростью, предотвращающей перлитное превращение. Отливки представляли собой цилиндры диаметром 30 мм и высотой 60 мм. Химический состав сталей определяли согласно ГОСТ 27809-95. Аус-тенитизацию литых образцов осуществляли при темпе-
ратуре 1050 °С на протяжении 20 мин со последующей закалкой в воде. Химический состав исследуемых материалов представлен в таблице 1.
Структуру сплавов анализировали на микроскопах №ор^ -2 и Axiovert 200M Mat при увеличениях 100— 1000 крат. Фазовый состав образцов определяли рент-геноструктурным методом на установке ДР0Н-4-07 в монохроматизированом Cu К6 -излучении. Кинетику превращения аустенита в исследуемой стали (образцы размером 3 х 3 х 30 мм) в процессе охлаждения от температуры аустенитизации 900 °С изучали с помощью дилатометра АД-80. Определение удельной магнитной восприимчивости X производили на специально разработанной автоматизированной установке [3]. Низкое содержание ферромагнитной фазы Pa в объемных процентах определяли чувствительным магнитометрическим методом [4], учитывающем намагниченность парамагнитной аустенитной матрицы.
Медленную холодную пластическую одноосную деформацию сжатием (усадка) осуществляли на лабораторной установке. Степень остаточной деформации К рассчитывали с учетом толщин образцов до (d0) и после (d) деформации K = (d0 - d) / d0 )-100 %.
Таблица 1 - Химический состав плавок исследуемых сталей типа 150Г7
№ плавки Элемент, масс,%
C Mn Si Cr Al P S Ni Ta Ti
1 1,5 6,97 0,81 0,53 - 0,15 0,024 0,34 - 0,08
2 1,44 7,05 0,82 0,11 0,0072 0,04 0,063 0,057 0,075 0,0011
© Г. В. Снежной, В. Е. Ольшанецкий, С. В. Бобырь, 2014 16
Результаты и их обсуждение
При нагревании образцов стали 150Г7 до температуры 900 °С в объеме происходит аустенитизация с постепенным исчезновением выделений избыточного цементита. Последующая закалка в воде обеспечивала преимущественно аустенитную структуру этих сталей с небольшим количеством остаточных карбидных включений (рис. 1, а).
При охлаждении от температуры аустенитизации 900 °С со скоростью охлаждения 0,25-0,5 °С/с фазово-структурные превращения происходили в интервале температур 560.. .500 °С. На дилатограмме не наблюдали резких изменений относительной длины образцов, ход дилатометрической кривой был фактически плавным, что свидетельствовало о недостаточной чувствительности дилатометрического метода к появлению новых фаз в малых количествах (до 1-2 %).
Была высказана гипотеза о наличии в этих участках выделений гексагональной е- фазы, которая может образовываться в высокомарганцевых сплавах [5]. Однако рентгеновский анализ эту гипотезу не подтвердил, поскольку фиксация таких малых количеств фаз является затруднительной. Следует также отметить, что дифракционный анализ не позволил установить и состав карбидных фаз из-за малого их количества в структуре стали.
Структура стали 150Г7 (плавка 2) в исходном состоянии характеризуется наличием деформационных двойников в аустенитной матрице образца (рис. 1, б).
Образцы стали 150Г7 (плавка 1 и 2), вырезанные из середины отливок (сердцевины), были преимущественно аустенитными, однако содержали низкое количество ферромагнитной фазы, о наличии которой свидетельствует наклон прямых зависимостей удельной магнитной восприимчивости X от обратной величины маг-
•'■ V.
4 -¿Л ■(■ >
а
б
Рис. 1. Структура стали: а - плавка 1, б - плавка 2
нитного поля Н (рис. 2 а, б, прямые 1). Экстраполируя (Н ^ ж ) эти прямые на ось X, находили значение результирующей удельной магнитной восприимчивости
X» (Хж = Х0 +Хр , где Х0 - магнитная восприимчивость парамагнитного аустенита, а X р - магнитная восприимчивость парапроцесса феррофазы). Содержание ферромагнитной фазы Ра образца стали 150Г7 (плавки 1, 2) до нагрева составило 0,069 и 0,07 % соответственно. Если идентифицировать эту фазу с карбидами, тогда их количество и составит эти количества соответственно. После температурного воздействия (нагрев до 900 °С и охлаждение со скоростью 0,5 °С/с) суммарное количество ферромагнитной а - фазы и карбидов в стали 150Г7 (плавка 1) составило 0,865 %. (рис. 2, а, прямая 2). Образец стали 150Г7 (плавка 2) перед нагревом был подвергнут одноосной деформации сжатием (К = 24,27 %), что привело к возникновению ферромагнитного а' - мартенсита деформации Ра, = 1,003 % (таблица 2).
На рис. 3 показана зависимость удельной магнитной восприимчивости X исходного образца (плавка 1) и деформированного (плавка 2) от температуры (нагрев и охлаждение со скоростью 0,5 еС/с) в присутствии магнитного поля Н = 2,55-105А/м. Как мы уже упоминали, перед нагреванием (т. е. в исходном состоянии) образец (плавка 1) содержал ферромагнитные карбиды в количестве Рс = 0,069 %. При таком количестве фе-рофазы магнитные моменты ферромагнитных карбидов и парамагнитного аустенита почти одинаковые.
Поэтому результирующее значение X =X л + XC для аустенита и карбида от комнатной температуры до ~ 510 °С уменьшается от 6,87-10-8 до 4,29-10-8 м3/кг. Между 520 и 660 °С удельная магнитная восприимчивость растет почти в 25 раза (Xmax = 55,34-10-8 м3/кг), а после 660 °С резко падает до 2,20-10-8 м3/кг. Авторы [6] для стали с другим химическим составом в % масс. 0,92 С; 5,97 Мп; 6,23 Сг; 0,004 8; 0,065 Р; 0,11 №>; 0,01 А1; 0,01 N1; 0,004 N объясняют появление высокотемпературного пика фазовым переходом аустенита в феррит с точкой Кюри 780 °С. Для нашей стали особенность, которую мы наблюдаем, количественно и качественно отличается. Значительное увеличение X (пик в районе 650 °С) можно объяснить распадом метастабильного аустени-та по диффузионному механизму с образованием ферромагнитной а - фазы с точкой Кюри ~730 °С.
При охлаждении от температуры аустенизации 870 °С со скоростью 0,5 °С/с наблюдается образование а -фазы скорее всего в составе бейнита, для которого, согласно кривой 2, точка Кюри ~ 630 °С (см. рис. 3). При дальнейшем охлаждении перегиб X в районе ~200 °С указывает на магнитное фазовое превращение карбидов (фазовый переход второго рода), для которых, согласно кривой 2, точка Кюри приблизительно равна 220 °С.
ISSN 1607-6885 Hoei Mamepia.nu i технологи в металурги та машинобудувант №1, 2014
17
а б
Рис. 2. Зависимость %(1/Н) стали 150Г7 (плавка 1 и 2): а - плавка 1: до (прямая 1) и после (прямая 2) нагрева образца до 900 °С; б - плавка 2: в исходном состоянии (прямая 1), в деформированном (одноосное сжатие 24,27 %) до (прямая 2) и после (прямая 3) нагрева образца до 900 °С
Таблица 2 - Значения магнитных восприимчивостей и количеств феррофазы в зависимости от температурных и деформационных воздействий
№ плавки Pc , % X» , ю-8 м3/кг K, % Ра = Ра' + Pc Ра', % Pc , % X» , ю-8 м3/кг Ра = Ра' + Pc Ра', %
до нагрева после нагрева
1 0,069 3,42 0 0,069 0 0,865 29,50 0,865 0
2 0,007 3,32 0 0,007 0
2 0,007 18,2 24,27 1,010 1,003 0,565 17,9 0,565 0
500
400
> 300
«
Ъ х
200
100
t
3 1
1 ц
i.^íi. _/ 1
4
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900
Т1 °С
Рис. 3. Температурная зависимость удельной магнитной восприимчивости X стали 150Г7 (плавка 1 и 2): кривая 1 и 2 - нагрев и охлаждение образца плавки 1, кривая 3 и 4 - нагрев деформированного (одноосное сжатие 24,27 %) и
охлаждение образца плавки 2
Температурная зависимость удельной магнитной восприимчивости при нагревании и охлаждении со скоростью 0,5 °С/с указывает на два участка структурно-фазового превращения при нагревании (образование смеси феррита с карбидами в районе температур 550. ..650 °С) и охлаждении (возникновение бейнита при температурах ниже точки Кюри 630 °С).
Заключение
В марганцовистых сталях типа 150Г7 термическая обработка характеризуется наличием високотемпера-турного (~ 620.. .650 °С) пика удельной магнитной восприимчивости. Менее интенсивный пик для стали 150Г7 (плавка 1), не подвергнутой предварительно холодной пластической деформации, свидетельствует о меньшей степени распада аустенита в феррит и карбиды в области двухфазового перехода, чему, по-видимому способствует то обстоятельство, что как марганец, так и особенно кремний сильно понижают парциальный химический потенциал углерода и таким образом не дают ему свободно перераспределяться в объеме материала. Последнее же необходимо для формирования доза-родышевых центров ферритного класса (кластерных областей), содержащих преимущественно атомы железа. Обратный ход (последующее охлаждение) обусловлен влиянием остаточных дислокаций, на которых возникают ферромагнитные карбиды (за счет сегрегации углерода на этих дефектах), что также может влиять на процесс формирования ферритной фазы.
При аналогичной термической обработке стали 150Г7 (плавка 2), предварительно подвергнутой холодной пластической деформации, имеет место резкое ускорение перекристаллизации аустенита, которая свя-
зана прежде всего с образованием из-за распада мартенсита деформации значительного числа ферритных центров, выступающих в роли активных зародышей новой фазы при последующем распаде аустенита на феррито-карбидную смесь (вплоть до температуры аустенитной области).
Список литературы
1. Богачев И. Н. Структура и свойства железомарганце-вых сплавов / И. Н. Богачев, В. Ф. Еголаев - М. : Металлургия, 1973. - 296 с.
2. Снежной Г. В. О связи механических свойств высокомарганцевых сталей с парамагнитной удельной восприимчивостью аустенита / Г. В. Снежной, В. Е. Ольшанец-кий // Новые материалы и технологии в металлургии и машиностроении. - 2012. - № 2. - С. 25-29
3. Сшжной Г. В. Автоматизована установка для визначен-ня магнетно! сприйнятливост криць та стошв / Г. В. Сшжной, С. Л. Жавжаров // зб. наук. праць «Вюник Нацюнального техшчного ушверситету Украши «Ки!в-ський полтехшчний шститут». Серiя - Радютехнжа. Ра-дюапаратобудування. - 2012. - № 49. - С. 136-141.
4. Снежной Г. В. Интегральный физический метод идентификации а- фазы в аустенитных хромоникелевых сталях / Снежной Г. В. Мищенко В. Г., Снежной В. Л. // Литье и металлургия. - 2009. - № 3(52). - С. 241-244.
5. Ольшанецкий В. Е. О закономерностях формирования мартенситных фаз в марганцовистом аустените при деформации сжатием / В. Е. Ольшанецкий, Г. В. Снежной, В. Н. Сажнев // Новые материалы и технологии в металлургии и машиностроении. - 2012. -№ 2. - С. 8-14.
6. Putatunda S. Lawes Mechanical and magnetic properties of a new austenitic structural steel / S. Putatunda, S. Unni, G. Lawes // Materials Science and Engineering A. - 2005. -Vol. 406. - P. 254-260.
Одержано 07.07.2014
Снiжной Г.В., Ольшанецький В.Ю., Бобирь С.В. Магштно-фазов1 перетворення в сталях типу 150Г7 при температурних i деформацшних впливах
До^джено магнiтно-фазовi перетворення у зносостшких марганцевистих сталях типу 150Г7 при температурному впливi з iдентифiкацieю фаз: стабшзований аустенiт, мартенсит деформацИ', ферито-карбiдна сумiш, перетворення аустенiту в ферито-карбiдну сумш i зворотне перетворення. Виявленi дшянки магнiтно-фазових перетворень на базi експериментально'1' температурно'1' залежностi магнiтноï сприйнятливостi.
Ключовi слова: сталь, аустенiт, ферит, деформащя, а' - мартенсит, магнiтна сприйнятливкть.
Snezhnoi G., Olshanetskiy V., Bobur S. Magnetic phase transformations in steels of 150G7 type under temperature and deformation influence.
Magnetic phase transitions in wear-resistant manganese steel of 150G7 type at temperature influence investigated. Stabilized austenite, martensite deformation, ferrite-carbide composition, transformation of austenite into ferrite-carbide composition and reconversion, identified. Intervals of magnetic phase transitions on the experimental temperature dependence of the magnetic susceptibility determined.
Key words: steel, austenite, ferrite, deformation, а' - martensite, magnetic susceptibility.
ISSN 1607-6885 Нов1 матер1али i технологи в металурги та машинобудувант №1, 2014
19
