книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

Вероятность образования деформационных ( а )

и двойниковых |ß} дефектов упаковки в е-фазе сплава Г19

Нагрев деформированного образца сплава Г19 приво­ дит к увеличению дефектности е-фазы в температурном интервале е-э-у-превращения за счет изменения концен­ трации деформационных дефектов упаковки. Нагрев фазонаклепанного сплава уменьшает дефектность гек­ сагональной фазы за счет уменьшения числа двойнико­ вых дефектов упаковки, хотя концентрация деформа­ ционных дефектов незначительно возрастает (табл. 2). Итак, дефектность гексагональной фазы может изме­ няться в температурном интервале фазового е—>-у-прев- ращения, характер ее изменения определяется предва­ рительной обработкой сплава.

Таким образом, изучение ширины линий аустенита и е-фазы в температурных интервалах у->е- и е->у- превращений позволяет сделать вывод, что дефектность превращающихся фаз создается в момент фазового у-^-е-превращения. В температурном интервале этого превращения в аустените уменьшается количество де­ формационных дефектов упаковки, или число атомных прослоек с гексагональной структурой, но увеличива­ ется количество такого же типа дефектов в е-фазе. По­ лученные результаты не противоречат данным работы, в которой электронномикроскопическим методом было

установлено, что в кобальте и его сплавах энергия де­ фектов упаковки уменьшается в кубической фазе с по­ нижением температуры, а в гексагональной — с повыше­ нием температуры и что энергия дефектов упаковки ми­ нимальна при температуре перехода г. п. ѵ. г. ц. к. [103].

Fe—19,1% Мп с разным размером зерен. Для получе­ ния крупнозернистой исходной структуры, обеспечива­ ющей возникновение на интерференционных кольцах отдельных, хорошо различимых рефлексов, исследуе­ мые образцы отжигали при 1150° С в течение 2 ч. Фа­ зовые переходы осуществлялись в соляной ванне при нагреве до 400° С и охлаждении до комнатной темпера­ туры. Нагрев до 400° С должен был привести к наиболь­ шим структурным изменениям в сплаве.

Изменение структуры аустенита и е-фазы в крупно­ зернистых образцах оценивали качественно по форме, размерам и строению рефлексов от отдельных зерен. Структурные изменения в аустените и е-фазе при фазо­ вых у<~е-переходах в результате обработки 400 20° С более существенны, чем при повторных нагревах до 300 и 600° С.

Важной особенностью рентгенограммы отожженного сплава, которая была получена в камере КРОС-1, яв­ ляется то, что большинству интерференционных пятен (311 )ß аустенита соответствуют рефлексы ( 112)р е-фа­ зы (рис. 64). В этом проявляется структурное соответ­ ствие между решетками аустенита и е-фазы при фазовых Y^ie-превращениях. Одна из плоскостей {311} ау­ стенита остается почти параллельной одной из плоско­ стей {112} е-фазы, в связи с тем, что угол между пло­

скостями (111) и (131) кубической решетки составляет 58°30', а угол между плоскостями (001) и (112) гекса­ гональной решетки равен 58°09' (при с/а= 1,610).

Рефлекс (311)р аустенита отожженного образца имеет вид эллипса с резкими границами и одинаковым почернением по всему сечению (см. рис. 64, а). Этому

Рис. 64. Рентгенограммы сплава Г19:

а— отжиг при 1150° С, б, в, г — соответ­ ственно 3, 6, 15 циклов 400 77 20° С

пятну соответствует рефлекс на линии (112)р е-фазы, интенсивность которого значительно слабее, чем у ау­ стенитного пятна, а края его размыты. Оба пятна рас­ положены на вертикальном диаметре кольца и безуслов­ но относятся к одному и тому же зерну аустенита, кото­ рое существовало до начала у-і-е-превращения.

После трех циклов пятно аустенита становится сла­ бее, имеет менее резкие края и неодинаковую интенсив­ ность по сечению. Почернение пятна е-фазы увеличива­ ется (см. рис. 64,6). Неизменность положения пятен на рентгенограммах после трех циклов свидетельствует о

фаз. Количество е-фазы в рассматриваемом зерне уве­ личивается, что проявляется в соответствующем увели­ чении почернения рефлекса е-фазы и уменьшении по­ чернения рефлекса аустенита. Размытие и более слож­ ная форма пятен свидетельствуют об увеличении иска­ жений решеток аустенита и е-фазы (возросшие микро­ искажения, измельчение и разориентировка блоков).

После шести циклов фазовых у^е-переходов рас­ сматриваемая пара пятен сохраняет свое положение на рентгенограмме (рис. 64, в). Рефлекс (311)р аустенита более размыт и состоит из нескольких сливающихся субрефлексов. Пятно (112)ß е-фазы также размыто, имеет слабое почернение и почти сливается с общим фоном рентгенограммы. Таким образом, изменение ин­ тенсивности и размеров пятен с увеличением числа цик­ лов фазовых переходов до шести свидетельствует о продолжающемся возрастании несовершенств решеток аустенита и е-фазы, об уменьшении количества по­ следней.

Рассматриваемые пятна сохраняют свое положение на интерференционных кольцах и при дальнейшем уве­

которую он имел на рентгенограмме отожженного об­ разца. Вместо размытого пятна с изрезанными нечетки­ ми краями (после 6 циклов) после 15 циклов пятно

имеет вид эллипса с четкими краями и с равномерным почернением почти тех же размеров, что и в исходном состоянии (см. рис. 64, а). Картина изменения формы, размеров и строения рассмотренной пары рефлексов ха­ рактерна для большинства пятен интерференционных ко­ лец (311 )р аустенита и (112)р е-фазы.

Из приведенных данных видно, что размытие боль­ шинства пятен находится в сложной зависимости от чи­ сла циклов: сначала как азимутальные, так и радиаль­ ные размеры пятен увеличиваются, а при дальнейшем возрастании числа циклов они уменьшаются. (Радиаль­ ные размеры некоторых пятен не изменяются и после 9—15 циклов).

Необходимо отметить, что после 3—6 циклов фазо­ вых превращений некоторые пятна (311) ß аустенита ис­ чезают. При дальнейшем увеличении числа фазовых у^е-переходов они вновь появляются на своих преж­ них местах. Временное исчезновение некоторых пятен аустенита можно объяснить их сильным размытием, вследствие чего они становятся невидимыми на сплош­ ном фоне рентгенограммы. Поэтому число рефлексов (311 )ß аустенита сначала уменьшается, а затем увели­ чивается, приближаясь к исходному значению. Число пятен ( 112)з е-фазы монотонно уменьшается с ростом числа циклов нагрева и охлаждения исследуемых об­ разцов. Проведенное рентгенографическое исследование показывает, что при мартенситных у^е-превращениях сохраняется структурное соответствие между решетка­ ми у- и е-фаз, в структуре которых происходят значи­ тельные изменения.

Количественные характеристики тонкой структуры и фазовый состав сплава определяли в мелкозернистых образцах. Для получения мелкого зерна образцы пос­

е-фазы и аустенита от числа циклов фазовых переходов, установленная выше, подтверждается количественным рентгеноструктурным анализом. Первый цикл у^е-пе- реходов приводит к увеличению количества е-фазы в сплаве. Последующие циклы вызывают стабилизацию аустенита, так что после 12 циклов сплав имеет почти

аустенитную структуру. Интенсивное уменьшение коли­ чества е-фазы наблюдается до 6 циклов, после этого рас­ пад аустенита уже незначителен (рис. 65, а).

Изменение ширины линий свидетельствует о значи­

Рнс. 65. Влияние фазовых уз^е-переходов па фазовый состав сплава Г19 и тонкую структуру:

та находится в сложной зависимости от числа циклов (см. рис. 65, а). Первые три цикла приводят к размы­ тию линий аустенита. В результате последующих цик­ лов ширина линий аустенита уменьшается, оставаясь, однако, и после 12 циклов большей, чем у исходного аустенита. Аустенит отожженного сплава Г19 имеет крупные блоки. Первые 3—6 циклов вызывают их из­ мельчение, последующие циклы практически не влияют на размеры блоков. Сложная зависимость ширины ли­ ний аустенита от числа циклов вызвана тем, что пер­ вые три цикла, при которых в фазовых у+^е-превраще- ниях участвует много е-фазы, приводят к возникнове­ нию в аустените большего числа дефектов упаковки и несколько более высокого уровня микронапряжений, чем последующие циклы, когда в фазовых превращени­ ях участвует небольшое количество е-фазы (табл. 3).

Повторные нагревы ниже и выше 400° С уменьшают стабилизацию аустенита при мартенситных у^е-прев- ращениях и степень размытия интерференционных ли­ ний аустенита.

Параметры тонкой структуры аустенита сплава Г19

♦ а и р — вероятности образования деформационных и двойниковых дефек­ тов упаковки соответственно.

Фазовые переходы приводят к размытию линий е-фазы. После первых трех циклов возрастает ширина всех линий. При дальнейшем увеличении числа фазо­ вых переходов ширина линий (002), на которую не вли­

ваться. Следовательно, только первые три цикла при­ водят к существенным изменениям тонкой структуры е-фазы: блоки измельчаются, искажения возрастают, увеличивается вероятность двойниковых дефектов упа­ ковки (см. рис. 65,6). Последующие циклы практически не изменяют размеров блоков и величины микроиска­ жений, при этом лишь незначительно возрастает веро­ ятность образования двойниковых дефектов упаковки. Деформационных дефектов упаковки в е-фазе мало и с числом циклов количество их практически не изменяет­

Таким образом, первый цикл фазовых у^е-перехо- дов в сплаве Г19 активизирует мартенситное превраще­ ние, увеличивает концентрацию дефектов упаковки и дисперсность блоков в обеих фазах. Последующие цик­ лы стабилизируют аустенит, увеличивают вероятность образования дефектов упаковки в е-фазе, но неодно­ значно влияют на вероятность их образования в аусте-

и наиболее сильно проявляются при нагревах до 400° С.

3. Изучение тонкой структуры Fe— Mn сплавов методом рентгеновской микродифракции

Исследование было проведено на сплаве Fe—17,6% Mn с размером зерна 0,6—2 мм. Фазовый состав спла­ ва определяли съемкой на аппарате УРС-50ИМ с вра­ щающегося шлифа. Отожженный сплав содержит 55% g-фазы. Шесть циклов фазовых у=*^В‘пеРехоДов 4 0 0 ^ =f*20°C увеличивают ее количество до 90%, последую­ щие шесть циклов вызывают стабилизацию аустенита. После 31 цикла в сплаве остается 17% е-фазы, т. е. пол­ ная стабилизация аустенита не наступает даже после большого числа циклов.

Угол разориентировки определяли по микрорентге­ нограммам, полученным на расстоянии 6 мм от образ­ ца. Хотя при таком расстоянии разрешение субструктурпых составляющих значительно хуже, чем при более близком, но рефлексы в меньшей степени накладыва­ ются друг на друга. Рефлексы, взаимно перекрываю­ щиеся на рентгенограммах, полученных вблизи поверх­ ности образца, разделяются с увеличением расстояния до образца и выстраиваются вдоль интерференционно­ го кольца на пленке, снятой в цилиндрической кассете диаметром 94 мм.

Микродифракционная картина сплава Г17

Изучение общей микродифракционной картины по­ казало, что на микрорентгенограммах имеются четкие рефлексы различных размеров и внутренней структуры (рис. 66).

По внутреннему строению можно выделить в основ­ ном три группы -рефлексов: 1) состоящих из парал­ лельных темных и светлых чередующихся полос (см. рис. 66, а); 2) разделенных одной или двумя светлыми полосами и по внешнему виду напоминающих отраже­ ния от зерен с двойниками (см. рис. 66, б) и 3) имею-

Рис. 67. Серия микрорептгенограмм от аусте­ нитного зерна. Расстояние образец — пленка 1,0 жлгХ30 (указаны углы поворота)