Машиностроение. Металлургия
жүктеу/скачать 6.69 Mb.
|
- Бұл бет үшін навигация:
- Машиностроение. Металлургия
- Увеличение объема при динамическом нагружении закаленных образцов сплава 110 Г13Л
 
C таль Гадфильда (110Г13Л) широко известна как самоупрочняющийся материал при ударном нагружении. Физико-химическая природа такого само-упрочнения до сих пор не раскрыта. Исследовали образцы стали 110Г13Л, полученные методом электродуговой плавки и подвергнутые отжигу при температуре 800-850 ºС, перед закалкой на аустенит от 1150 ºС. Состав сплава Fe86 Mn12.8 C 1,1 контролировался методами спектрального, рентгеноспектрального флуоресцентного и химического анализа. Твердость по Бринеллю составляла более 4000 ед. после динамического нагружения (детали, из которых вырезаны образцы, работали в камнедробилке). Исследование структуры поверхности образца проводилось методами оптической микроскопии и рентгеноструктурного анализа. На рисунке 1 показаны микрофотографии поверхности стали до и после ударного нагружения. В аустенитных зернах видны следы пластической деформации. Явных дефектов структуры не выявлено. Компьютерный анализ размера зерна показывает, что средний балл зерна равен 4. Средний размер зерна составил 98 мкм. Область с дефектной структурой прилегает к краю образца и занимает около 1/3 его площади. По мере приближения от окраин дефектной области в направлении края образца толщина межзеренной фазы увеличивается, и в дальнейшем в межзеренном пространстве начинают наблюдаться поры с размером до 50-100 мкм. Наблюдение дефектной межзеренной границы показывает наличие не только структуры Франка-Каспера, но и включений мартенситной и карбидной фаз. Исследование микротвердости по методу Виккерса показало, что микротвердость межзеренной границы равна 4830 МПа, а микротвердость основного зерна аустенита равна 3460 МПа. После ударного нагружения образцы изменяли свое магнитное состояние. Участки, на которых непосредственно производился удар, становились намагниченными. На рисунках 2 и 3 приведены картины рентгеновской дифракции с намагниченного и ненамагниченного участков поверхности деформированного образца стали 110Г13Л. Следует отметить значительное увеличение параметра решетки аустенита до 3,62 Å и аномальное уменьшение параметра решетки мартенсита деформации.
 
Рисунок 1 – Оптические микрофотографии поверхности шлифа образца стали 110Г13Л: (слева – до динамического нагружения; справа – после динамического нагружения) 
Рисунок 2 – Bверху рентгенограмма, полученная с немагнитного участка поверхности деформированного образца стали 110Г13Л с зерна аустенита и соответствует структуре Fm3m (ГЦК). Внизу Fm3m, спектры ГЦК структуры Мартенсит деформации был обнаружен в стали Гадфильда и описан в [1,2]. Автор [2] обращает внимание на тот факт, что мартенсит деформации, получаемый при динамическом нагружении, может составлять не более 1,5-2 % от объема образца. С целью выяснения особенностей намагничивающихся и ненамагничивающихся участков были проведены исследования химического состава методом рентгеновского флуоресцентного анализа. Особенности структуры выявляли методом дифракции рентгеновских лучей. Различие в химическом составе не обнаружено. На деформированном участке кроме рефлексов ОЦК-фазы обнаружены дополнительные рефлексы (пик на угле 36 градусов на рисунке 3). Расшифровки данных рентгенограмм с помощью стандартных международных таблиц JCPDS-International Centre for Diffraction Data, Card #01-1252 приведены в нижней части рисунков 2 и 3. 
Рисунок 3 – Bверху рентгенограмма, полученная с магнитного участка, поверхности деформированного образца стали 110Г13Л от мартенсита деформации, соответствует структуре Im3m (ОЦК). Внизу Im3m, спектры ОЦК структуры На границах аустенитных зерен выявляются включения фазы, имеющей тетраэдрически плотноупакованную структуру Франка-Каспера FK12+FK14 (рисунок 4, снизу). Высокая степень неравновесности в процессе получения нанокристаллических материалов обусловливает формирование атомной структуры, зачастую не характерной как для равновесного массивного, так и для известных метастабильных состояний данного вещества. Параллельно структурным изменениям менялись магнитные свойства. Образцы стали Гадфильда 110Г13Л имели состав Fe86 Mn12,8 С1,2, были подвергнуты динамическому нагружению 3000 кг на установке испытания твердости по Бринеллю. После деформации в некоторых участках образца появляется ферромагнитная фаза. Локальную коэрцитивную силу измеряли методом Керра. В крутильном магнитометре измеряли величину крутящего момента для фольг, вырезанных искровым методом из образцов стали Гадфильда. Обнаружено, что после ударного нагружения величина крутящего момента L увеличилась вдвое при тех же значениях угла вращения. В фольгах и пленках сплава Fe-Mn-C впервые обнаружена однонаправленная (обменная) анизотропия методом крутящих моментов в крутильном магнитометре. Крутящий момент вычислялся по формуле: L = M·N·sinθ, где поле измерений: Н = 6 кЭ; θ – угол вращения; L – крутящий момент, отмеченный на оси ординат; М – намагниченность образца. 
Рисунок 4 – Рентгенограммы стали 110Г13Л с величиной ударной вязкости 325 МПа*С: а) от большинства участков гладкой поверхности образца; б) от темных участков Сталь 110Г13Л известна как антиферромагнитный инвар [3]. Поскольку инвар характеризуется низкотемпературной неустойчивостью параметров «намагниченность – объем», то антиинвар [4] определяют как высокотемпературную неустойчивость «намагниченность – объем». Локализация деформации в контакте удара инициирует фазовый переход, аналогичный температурному переходу, и соответствует механохимическому процессу [5], проходящему с образованием из исходной аустенитной фазы следующих фаз: мартенситной, карбидной, квазикристаллической. Последняя является результатом двойникования кластеров Франка-Каспера FK12+FK14. На рисунке 5 приведены зависимости параметра решетки от содержания железа в сплавах с ГЦК решеткой, а также температурная зависимость атомного объема для чистого железа. Сопоставление этих результатов с данными рентгеноструктурного анализа (см. рис. 2-4) свидетельствует о наличии аномального поведения параметра решетки в стали Гадфильда при ударном нагружении. В последние три десятилетия на основании экспериментальных исследований обнаружено увеличение объема образцов закаленных сплавов при температурах упорядочения икосаэдрической фазы. Стабильные квазикристалические фазы систем Al-Cu-Fe, Al-Pd-Re и Al-Pd-Mn обнаруживают наличие признаков металлического и диэлектрического поведения одновременно [7]. Кластеры икосаэдрических фаз были обнаружены в пленочных образцах Fe-Mn-C [1]. Сравнение результатов наших экспериментов по дифракции с результатами работы [4] приведены в таблицах 1 и 2. Таблица 1 – Значения атомного объема для ОЦК и ГЦК железа
Таблица 2 – Параметр решетки ГЦК
жүктеу/скачать 6.69 Mb. Достарыңызбен бөлісу:
|
