1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 123, № 1, 2022

Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 1, стр. 35-39

Изменение фазового состава высокомарганцевых сталей при растяжении

М. А. Гервасьев a, *, С. Х. Эстемирова b, А. Н. Мушников c, В. А. Шарапова a, А. А. Гусев a, М. А. Баширова a

a ФГАОУ ВО “УрФУ им. первого Президента России Б.Н. Ельцина”
620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19, Россия

b Институт металлургии УрО РАН
620016 Екатеринбург, ул. Амундсена, 101, Россия

c Институт машиноведения УрО РАН
620049 Екатеринбург, ул. Комсомольская, 34, Россия

* E-mail: m.a.gervasyev@urfu.ru

Поступила в редакцию 17.02.2021
После доработки 14.09.2021
Принята к публикации 17.09.2021

Полный текст (PDF)

Аннотация

Исследованы высокомарганцевые стали с различным содержанием углерода, а также дополнительно легированные кремнием. В процессе деформации растяжением определены механические свойства сталей и изучено изменение их фазового состава. Рентгеноструктурным методом изучали фазовый состав сталей после закалки и после закалки с последующей деформацией. Магнитометрические измерения проводили непосредственно в процессе растяжения. Показано, что деформация по-разному влияет на фазовый состав сталей: в стали 40Г20 в результате деформации образуется небольшое количество мартенсита деформации, а в стали 25Г20С3 значительная часть аустенита претерпевает мартенситное превращение (γ → ε).

Ключевые слова: аустенитная сталь, деформация растяжением, рентгеноструктурный анализ, магнитометрия, фазовый состав

ВВЕДЕНИЕ

Высокомарганцевые аустенитные стали известны более ста лет [1]. Высокомарганцевые аустенитные стали широко применяются как износостойкие материалы [2, 3]. Кроме того, они обладают высокой кавитационной стойкостью, меньшей склонностью к разбуханию при облучении и относительно низкой стоимостью [4, 5]. В последние годы интерес к таким сталям возрос, так как их начали использовать в качестве конструкционных материалов с уникальным сочетанием прочности и пластичности [6–8]. В частности, в автомобилестроении в качестве высокопрочных сталей для глубокой вытяжки [9].

Деформация высокомарганцевых сталей сопровождается значительными TRIP- и TWIP- эффектами (пластичность, наведенная превращением и пластичность, наведенная двойникованием) [10, 11]. Такие стали характеризуются низким пределом текучести, высоким деформационным упрочнением и временным сопротивлением. Деформация идет практически без образования шейки с низким сужением и относительно высоким удлинением. Это обеспечивает их высокую пластичность и упрочнение при холодной пластической деформации.

Деформацию в Fe–Mn сталях можно осуществлять различными механизмами в зависимости от энергии дефектов упаковки (ЭДУ) – скольжением, двойникованием и образованием мартенсита деформации [12–17].

Следует отметить, что в аустенитных Fe–Mn cталях возможно образование мартенсита двух типов: ε-мартенсит с гексагональной решеткой и α'-мартенсит – с кубической. Различные типы мартенситов обуславливают различные структуры и деформационное упрочнение сталей [4, 5, 14].

Известно [18–22], что по магнитным характеристикам материала можно оценить содержание в нем ферромагнитных фаз (феррита, α-мартенсита закалки и α'-мартенсита деформации).

Магнитометрический метод позволяет изучать изменения фазового состава непосредственно в процессе деформации [23]. Однако подобные исследования не проводили на Fe–Mn–C-сплавах, которые являются перспективными конструкционными материалами.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ

Для исследования были взяты две аустенитные высокомарганцевые стали 40Г20 и 25Г20С3 (табл. 1). Различное содержание углерода и дополнительное легирование кремнием позволили получить стали с различной энергией дефектов упаковки (ЭДУ), что изменяет механизм деформации сталей [12, 15, 16]. По литературным данным ЭДУ [10, 12, 13] исследованных сталей составляет примерно 20 МДж/м2 для стали 40Г20 и 13 МДж/м2 для стали 25Г20С3.

Таблица 1.  

Химический состав исследованных сталей, вес. %

Сталь C Si Mn P S Cr Ni
40Г20 0.40 0.22 20.04 0.015 0.017 1.10 0.13
25Г20С3 0.25 3.15 20.65 0.018 0.018 1.07 0.19

Изменение фазового состава в исходном состоянии (закалка от 1050°С в воде) и после растяжения изучали методом фазового рентгеноструктурного анализа (РСА) на рентгеновском дифрактометре XRD-7000. Идентификацию фаз проводили с использованием базы данных PDF-2 международного центра по дифракционным данным ICDD (The International Centre for Diffraction Data). Кроме того, непосредственно в процессе растяжения проводили магнитометрические исследования на установке Remagraph C-500 и по этим данным рассчитывали количество магнитной фазы.

Механические испытания образцов проводили на установке Tinius Olsen SL-60 при комнатной температуре.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Рентгеноструктурный фазовый анализ показал, что обе исследованные стали после закалки от 1050°С в воду (исходное состояние) имеют аустенитную структуру. При этом в стали 25Г20С3 обнаружены следы ε-фазы (∼1%), которая могла появиться при изготовлении образцов.

Проведение испытаний на растяжение позволили получить следующие механические свойства (табл. 2). Исследуемые стали обладают высокой пластичностью, деформация начинается при относительно низких напряжениях, а разрушение происходит при относительно высоких. Это говорит о высоком деформационном упрочнении исследуемых сталей. Однако в этих сталях деформация осуществляется разными механизмами, что обеспечивает различие в уровне механических свойств [17]. Для исследуемых сталей наблюдается большое равномерное удлинение, образцы разрушаются практически без образования шейки (TRIP и TWIP эффекты). Об этом же свидетельствует низкий уровень сужения.

Таблица 2.  

Механические свойства исследованных сталей

Сталь σ0.2, МПа σB, МПа δ, % ψ, %
40Г20 270 780 38 24
25Г20С3 320 850 30 17

После разрушения методом рентгеноструктурного анализа получены дифрактограммы в различных местах образцов – в непосредственной близости от места разрушения и на расстоянии 13 см от него (рис. 1 и 2).

Рис. 1.

Дифрактограмма для стали 40Г20 после растяжения.

Рис. 2.

Дифрактограмма для стали 25Г20С3 после растяжения.

По результатам рентгеноструктурно фазового анализа определен фазовый состав исследованных высокомарганцевых сталей после растяжения. Результаты проведенного эксперимента представлены в табл. 3.

Таблица 3.  

Фазовый состав сталей после деформации, об. %

Сталь Место выреза образца относительно разрыва γ ε
40Г20 13 см 94 6
0.5 см 94 6
25Г20С3 13 см 10 90
0.5 см 5 95

Химический состав сталей резко изменяет фазовый состав после деформации. Это говорит о смене механизма деформации. В стали 40Г20 обнаружено небольшое количество ε-мартенсита (6%). В стали 25Г20С3 значительная часть аустенита превращается в ε-фазу. В стали 25Г20С3 происходит интенсивное образование ε-мартенсита деформации (90–95%).

Следует отметить, что фазовый состав в различных местах образца после деформации практически одинаковый, что говорит о равномерном протекании деформации по всей длине образца вследствие пластичности, наведенной превращением или двойникованием. Методами рентгеноструктурного анализа наличие α'-мартенсита после деформации не обнаружено. Это связано с тем, что после деформации линии на дифрактограмме существенно уширены и не позволяют определить небольшое количество α' -фазы.

Для определения количества магнитной α'‑фазы были проведены магнитометрические исследования непосредственно в процессе растяжения. В каждый момент испытания были построены петли магнитного гистерезиса (начальные и конечные петли приведены на рис. 3).

Рис. 3.

Петли магнитного гистерезиса для исходного состояния сталей и после разрушения.

Коэрцитивная сила является основной структурно чувствительной магнитной характеристикой. Определены основные магнитные характеристики материала: коэрцитивная сила (Hc), остаточная индукция (Br) и намагниченность насыщения (Ms). Результаты сведены в табл. 4.

Таблица 4.  

Изменение магнитных характеристик сталей при деформации

Деформация, % Hc, А/см Br, Тл Ms, А/м Br/(μ0Ms)
Сталь 40Г20
0 1.8 2.28 × 10–4 2.43 × 102 0.75
0.1 1.8 2.31 × 10–4 2.78 × 102 0.66
7.3 2.8 3.92 × 10–4 8.79 × 102 0.35
14.2 3.7 5.52 × 10–4 1.36 × 103 0.32
27.3 6.7 1.12 × 10–3 2.76 × 103 0.32
37.9 9.7 1.78 × 10–3 3.10 × 103 0.46
Сталь 25Г20С3
0 7.3 1.96 × 10–3 5.92 × 103 0.26
9.9 7.1 3.13 × 10–3 6.56 × 103 0.38
14.4 7.7 3.53 × 10–3 7.70 × 103 0.37
22.3 9.7 4.78 × 10–3 1.08 × 104 0.35
29.9 13.4 7.13 × 10–3 1.58 × 104 0.36

Видно, что коэрцитивная сила существенно выше в стали 25Г20С3 по сравнению со сталью 40Г20. Это связано с образованием при деформации в первой стали большого количества ε-мартенсита и связанной с этим высокой концентрацией дефектов в металле.

Рост остаточной индукции при деформации обусловлен, главным образом, увеличением процентного содержания магнитной фазы. Для анализа свойств этой фазы можно рассмотреть такой параметр, как отношение остаточной индукции к намагниченности насыщения. Из таблицы следует, что исходно это отношение несколько выше в стали 40Г20. Это может быть связано с влиянием на магнитные свойства неферромагнитных фаз (γ и ε).

Намагниченность насыщения в стали 25Г20С3 также выше на всех стадиях деформации.

По результатам испытаний с учетом магнитных характеристик материала была рассчитана концентрация P магнитной фазы – α-мартенсита:

(1)
$P = \frac{{{{M}_{{\text{s}}}}}}{{{{M}_{{{\text{mag}}}}}}} \times 100\% ,$
где Mmag обозначает теоретическую намагниченность насыщения, которую имел бы материал, состоящий из одной только ферромагнитной фазы. В [21, 22] предложена эмпирическая формула величины удельной намагниченности насыщения многокомпонентного сплава, которая выражается через его химический состав:
(2)
$\begin{gathered} {{M}_{{{\text{mag}}}}} = 1.72 \times {{10}^{6}} - 2.19 \times {{10}^{4}}({\text{Cr}}) - \\ - \,\,2.63 \times {{10}^{4}}({\text{Ni}}) - 2.23 \times {{10}^{4}}({\text{Mn}}) - \\ - \,\,4.85 \times {{10}^{4}}({\text{Si}}) - 3.98 \times {{10}^{4}}({\text{P}}) - \\ - \,\,7.96 \times {{10}^{3}}({\text{C}}) \pm 2.39 \times {{10}^{4}}\,\,{{\text{А}} \mathord{\left/ {\vphantom {{\text{А}} {\text{м}}}} \right. \kern-0em} {\text{м}}}{\text{,}} \\ \end{gathered} $
где в скобках указано процентное содержание химических элементов, находящихся в твердом растворе исследуемого сплава.

Для стали 40Г20 по формуле (2) получим Mmag = = 1.23 × 106 А/м, для стали 25Г20С3 – Mmag = 1.08 × × 106 А/м.

Изменение количества α-фазы приведено на рис. 4. Из рисунка видно, что при стандартных механических испытаниях образуется очень небольшое количество магнитной фазы. Существенно больше этой фазы образуется в стали 25Г20С3 (до 1.5%). Из литературы известно [4, 5], что α'-мартенсит в высокомарганцевых сталях образуется на месте ε-мартенсита. В настоящей работе установлено, что при относительно невысоких степенях деформации при одноосном растяжении в стали с пониженной энергией дефектов упаковки 25Г20С3 образуется большое количество ε-мартенсита (90%). В стали 40Г20 количество α'-мартенсита невелико (менее 0.2%).

Рис. 4.

Изменение количества магнитной фазы в процессе растяжения.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведенные в работе магнитометрические исследования непосредственно при растяжении и рентгеноструктурные – до и после тестовых испытаний – позволили уточнить особенности протекания фазовых превращений в процессе деформации Fe–Mn–Si–C сплавов.

В аустенитной стали 40Г20 при деформации происходит образование ε-мартенсита деформации в относительно небольшом количестве 6%. Образование α-мартенсита деформации, обнаружено в очень малом количестве (0.2%).

В стали 25Г20С3 происходит интенсивное образование ε-мартенсита деформации (90–95%), а также образуется α'-мартенсит деформации (1.5%).

Количество α'-мартенсита деформации пропорционально количеству ε-мартенсита, что является подтверждением последовательности образования фаз при растяжении γ → ε → α'.

Исследование фазового состава рядом с изломом и на значительном расстоянии от него показало практически одинаковый фазовый состав сталей. Это свидетельствует о равномерной деформации по длине образца, что является следствием пластичности, наведенной превращением или двойникованием.

Список литературы

  1. Hadfield R.A. Hadfield’s manganese steel // Science. 1888. V. 12. № 306. P. 284–286.

  2. Филиппов М.А., Филипенков А.А., Плотников Г.М. Износостойкие стали для отливок. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2009. 358 с.

  3. Коршунов Л.Г. Структурные превращения при трении и износостойкость аустенитных сталей // ФММ. 1992. № 8. С. 3–21.

  4. Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. М.: Металлургия, 1973. 295 с.

  5. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение и свойства аустенитных сталей. Екатеринбург: РИО УрО РАН, 2013. 720 с.

  6. Bouaziz O., Zurob H., Chehab B., Embury J.D., Allain S., Huang M. Effect of chemical composition on work hardening of Fe–Mn–C TWIP-steels // Mater. Sci. Tech. 2011. V. 27. № 3. P. 707–709.

  7. Liang X., McDermid J.R., Bouaziz O., Wang X., Embury J.D., Zurob H.S. Microstructural evolution and strain hardening of Fe–24Mn and Fe–30Mn alloys during tensile deformation // Acta Mater. 2009. V. 57. № 13. P. 3978–3988.

  8. Эскандариa М., Мохтади–Бонабc М.А., Зарей-Ханзакид А., Шпунар Дж.А., Басу Р. Эволюция текстуры и микроструктуры растяжением высокомарганцевой стали на ранней стадии рекристаллизации // ФММ. 2019. Т. 120. № 1. С. 34–43.

  9. Пышминцев И.Ю. Упрочнение листовых сталей для холодного формоизменения. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2004. 160 с.

  10. Koyamata M., Sawaguchi T., Lee T., Lee Ch.S., Tsuzaki K. Work hardening assotiated with ε-martensitic transformation, deformation twinning and dynamic strain aging in Fe–17Mn–0.6C and Fe–17Mn–0.8C TWIP steels // Mat. Sci. Eng. A. 2011. V. 528. № 24. P. 7310–7316.

  11. De Cooman B.C., Estrin Yu., Kim S.K. Twinning induced plasticity (TWIP) steels // Acta Mater. 2018. V. 142. P. 283–362.

  12. Pierce D.T., Jimenez J.A., Bentley J., Raabe Dierk, Wittig J.E. The influence of stacking fault energy of the microstructural and strain hardening evolution of Fe–Mn–Al–Si steels during tensile deformation // Acta Mater. 2015. V. 100. P. 178–190.

  13. Curtze S., Kuokkala V.-T. Dependence of tensile deformation behavior of TWIP steels on stacking fault energy, temperature and strain rate // Acta Mater. 2010. V. 58. № 15. P. 5129–5141.

  14. Talonen J., Aspegren P., Hanninen H. Comparison of Different Methods for Measuring Strain Induced Martensite Content in Austenitic Steels // Materials Science and Technology. 2004. V. 20. P. 1506–1512.

  15. Kim J.K., De Cooman B.C. Stacking fault energy and deformation mechanisms in Fe–xMn–0.6C–yAl TWIP steel // Mat. Sci. Eng. A. 2016. V. 676. P. 216–231.

  16. Pierce D.T., Bentley J., Jimenez J.A., Witting J.E. Stacking fault energy of measurements of Fe–Mn–Al–Si austenitic twinning induced plasticity steels // Scripta Mater. 2012. V. 66. P. 753–756.

  17. Гервасьев М.А., Хотинов В.А., Озерец Н.Н., Хадыев М.С., Баширова М.А., Гусев А.А. Изменение микроструктуры и деформационное упрочнение высокомарганцевых сталей при растяжении // Металловедение и термическая обработка металлов. 2020. № 3. С. 3–6.

  18. Михеев М.Н., Горкунов Э.С. Магнитные методы структурного анализа и неразрушающего контроля. М.: Наука, 1993. 252 с.

  19. Огнева М.С., Ригмант М.Б., Казанцева Н.В., Давыдов Д.И., Корх М.К. Влияние мартенсита деформации на электрические и магнитные свойства пластически деформированных хромоникелевых сталей // Дефектоскопия. 2017. № 9. С. 35–43.

  20. Корх М.К., Ригмант М.Б., Сажина Е.Ю., Кочнев А.В. Измерение содержания ферромагнитной фазы по магнитным свойствам в двухфазных хромоникелевых сталях // Дефектоскопия. 2019. № 11. С. 32–44.

  21. Merinov P., Entin S., Beketov B., Runov A. The magnetic testing of the ferrite content of austenitic stainless steel weld metal // NDT International. 1978. V. 11. P. 9–14.

  22. Меринов П. Е., Мазепа А. Г. Определение мартенсита деформации в сталях аустенитного класса магнитным методом // Заводская лаборатория. 1997. № 3. С. 47–49.

  23. Горкунов Э.С., Гладковский С.В., Задворкин С.М., Митропольская С.Ю., Вичужанин Д.И. Эволюция магнитных свойств Fe–Mn и Fe–Mn–Cr сталей с различной стабильностью аустенита при упругопластической деформации // ФММ. 2008. Т. 105. № 4. С. 371–378.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал