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

щих однородную внутризереппую субструктуру (чере­ дование светлых ті темных областей — см. рис. 66, в).

Рефлексы первой и второй группы по внутреннему строению подобны структуре сплава, выявленной ме­ таллографически: в сплаве Г17 е-фаза имеет вид резко очерченных светлых пластин, образующих фигуры гео-

Рис. 68. Микрорептгепограммы от отдельных зерен Fe—Мп (а) H Fe—Ni (б) аустенита, Х40

метрически правильной формы и ориентированных в зерне, в основном, по трем направлениям, пересекаю­ щимся под углом ~60°.

На рис. 67 приведены микрорентгенограммы зерна, на которых видны полосы, угол между которыми со­ ставляет 50°. Можно считать, что эти полосы получают­ ся в результате отражения от пластин е-фазы, которые пересекаются под углом ~60°. Меньший угол между полосами обусловлен, по-видимому, геометрией съемки. Максимальная дезориентация блоков в этих пластинах е-фазы составляет 0,012 рад (40'), а максимальный угол разориентировкн по данному зерну 0,032 рад (Г50'). При угловых поворотах полосы постепенно выходят из отражающего положения и становятся светлыми. При последующих поворотах полосчатость исчезает и реф-

леке представляет собой довольно равномерную карти­ ну чередования светлых и темных полей округлой фор­ мы. Следовательно, можно предположить, что третья группа рефлексов получается в результате отражения рентгеновских лучей от зерен, в которых е-фаза не на­ ходится в отражающем положении. Кроме того, анало­ гичную микродифракционную картину дают аустенит­ ные сплавы Fe—38% Mn и Fe—40% Ni, в структуре ко­ торых отсутствует е-фаза (рис. 68).

Таким образом, характерной особенностью микро­ рентгенограмм сплава Г17, содержащего е-фазу, явля­ ется наличие рефлексов, состоящих из чередующихся параллельных темных и светлых полос.

Изменение микродифракционной картины в результате у+±е-превращений

Рассмотрим на примере одного зерна наиболее ха­ рактерные черты влияния у^е-переходов на микроди­ фракционную картину сплава Г17 (рис. 69). В исход­ ном состоянии интерференционный рефлекс этого зер­ на имеет полосчатое строение. Полосы на фотопластин­ ке расположены перпендикулярно по отношению к падающему пучку рентгеновских лучей (см. рис. 69,а).

Первые два цикла фазовых уч=±е-превращений не­ значительно влияют на микродифракционную картину. Наблюдается дробление субрефлексов, имеющих боль­ шой вертикальный размер, но горизонтальные размеры субрефлексов практически не изменяются; увеличивает­ ся площадь, занимаемая светлыми областями. После третьего цикла наблюдаются аналогичные изменения в строении субрефлексов, но наряду с этим возрастает их интенсивность и горизонтальное размытие.

Резкое изменение микродифракционной картины на­ блюдается после шести циклов, которые увеличили ко­ личество е-фазы в сплаве до 90%. Уменьшается интен­ сивность большинства рефлексов; еще сильнее, чем после третьего цикла, увеличивается площадь неотра­ жающих областей (см. рис. 69, б).

Начавшаяся стабилизация аустенита (12 циклов) заметно сказывается на дифракционной картине: нару­ шается порядок в параллельном расположении субреф­ лексов, последние приобретают округлую форму и ста-

иопятся более иміепсиініыми (см. рис. 60,«). Наблюда­ ется появление субрефлексов в тех же местах, где они были после третьего цикла (после шестого в этих местах субрефлексов не было), т. е. кристаллическая решетка вновь возникшего аустенита ориентирована так же, как и решетка исходного аустенита. Не изменяется и внеш­ нее очертание рефлексов. Следует отметить, что размы­ тие некоторых рефлексов уменьшается но сравнению с шестым циклом.

Дальнейшее увеличение числа циклов фазовых пере­ ходов приводит к возрастанию количества неотражепных областей, к беспорядочному расположению субреф­ лексов внутри области отражения от зерна и к ослаб­ лению интенсивности субрефлексов (см. рис. 69, г) . Изо­ термическая выдержка (90 дней) после 30 циклов, уве­ личивающая количество е-фазы с 20 до 75%, приводит к усилению интенсивности имеющихся и к появлению

возросло с 17 до 95%) напоминает картину, наблюдаю­

сравнению с 31-м циклом возрастает количество и ин­ тенсивность субрефлексов, уменьшается площадь неот­

мытие рефлексов больше, чем после 18 циклов, но мень­ ше, чем после охлаждения до —196° С.

лексов). Видно, что с ростом числа циклов фазовых у^в-переходов увеличивается доля субрефлексов, име­

Количество е-фазы С е и угол разориентировки б в сплаве Г17

размером. Подобным же образом изменяется внутрен­ нее строение других рефлексов в результате у^е-пре- вращения.

Изменение микрофракционной картины в процессе у^е-превращений указывает на значительные струк­ турные, изменения. Усиление интенсивности рефлексов после 3 циклов и уменьшение доли субрефлексов, имею­ щих большой азимутальный размер (или уменьшение азимутальных размеров субрефлексов) с увеличением числа циклов свидетельствует о дроблении фрагментов

концентрации дефектов упаковки. Увеличение с числом циклов (при усилении стабилизации аустенита) площа­ ди неотражающих областей связано с выходом из от­ ражающего положения участков зерен, получивших зна­ чительную разориентировку в результате фазовых пе­ реходов.

разориентировкн, который ne изменяется при дальней­ шей циклической обработке (см.табл.4).

Увеличение в сплаве количества е-фазы при охлаж­ дении фазонаклепанного образца до —196° С или в про­ цессе изотермической выдержки при комнатной темпе­ ратуре после многократных уч^е-переходов приводит к росту угла разориентировкн. Однако величина угла ра-

изотермической выдержкой образуется 80—90% е-фазы, но угол разориентировкн во втором случае намного больше, чем в первом.

Таким образом, исследование процесса стабилиза­ ции аустенита при уч^е-превращениях методом рентге­ новской микродифракции дает дополнительные сведе­ ния о структурных превращениях в железомарганцевых сплавах.

4. Влияние холодной пластической деформации на структурные превращения в Fe— Mn сплавах

Холодная пластическая деформация растяжением приводит к увеличению количества е-фазы и размытию интерференционных линий аустенита и е-фазы в отож­

в отожженном сплаве линии обеих фаз наиболее интен­ сивно уширяются при небольших степенях деформации. При одинаковой степени деформации интерференционные линии шире в сплаве после мартенситных у^е-превра- щений (фазового наклепа), чем в отожженном сплаве,

тов упаковки в е-фазе составляет 0,002, а двойниковых 0,005. В процессе пластической деформации количество деформационных дефектов упаковки практически не из­ меняется, а количество двойниковых дефектов возрастает в 1,5 раза. Вероятность деформационных и двойниковых

дефектов упаковки в е-фазе, образующейся из фазонаклепапного аустенита, практически не изменялась с уве­ личением степени деформации и была равна для каждо­ го типа дефектов ~ 0,008.

Исследование изменений тонкой структуры р.-фазы, образующейся в процессе мпкроударного воздействия на ударно-эрозионном стенде, было проведено на спла­ вах железа с 19 и 30% Мп.

Для получения аустенита с разной субструктурой образцы сплава Г19 предварительно подвергали цикли-

С(,%

Рис. 71. Влияние деформации на фазовый состав и топкую структуру сплава Г19:

ческой обработке 400^20° С (1, 2, 6, 15 циклов) и 400+^0° С (25 циклов). Образцы сплавов ГЗО после закалки и Г19 после 15 и 25 циклов содержали только аустенит.

При микроударном воздействии распад аустенита идет более интенсивно, чем при растяжении. На рис.72, а представлено изменение фазового состава ис­ следованных сплавов в процессе микроударного воздей­ ствия. В закаленном сплаве ГЗО, в котором не протека­ ет у-^-е-превращение при охлаждении до температуры жидкого азота, при микроударном воздействии непре­ рывно образуется е-фаза и после 2,5 ч испытания ее ко­ личество доходит до 85%. Некоторое количество аусте-

пита сохраняется и при дальнейших испытаниях (до начала разрушения образца).

В образце сплава F19 содержание е-фазы за первые 2 мин испытания возрастает с 47% (после отжига) до

Рис. 72. Влияние микроударного воздействия на количество е-фазы в Fe—Mn сплавах:

рует образование е-фазы в процессе последующего мик­ роударного воздействия. При этом прирост количества е-фазы находится в прямой зависимости от числа цик­ лов предварительной обработки образцов ( см. рис. 72, б). Наиболее интенсивно происходит распад аустенита после предварительной обработки в течение 6,15 и 25 циклов, в результате чего при микроударном воздей­ ствии весь фазонаклепанный аустенит переходит в е-фазу.

Полученные результаты позволяют считать, что фа­ зовые у+±е-переходы приводят к образованию в аусте­ ните таких структурных изменений, которые облегчают перестройку г. ц. к. решетки в г. п.у. при микроударном воздействии: Ранее было показано, что фазовые \+±е- переходы увеличивают концентрацию в аустените дефек-

/

тов упаковки, которые могут являться зародышами е-фазы. При пластической деформации, по-видимому, имеет место реакция: дефект упаковки -*-е-фаза.

Таким образом, в аустените после у^е-фазовых пе­ реходов имеется большое количество потенциальных за­ родышей е-фазы, которые не могут вызвать рост е-фа­ зы при охлаждении из-за появления в аустените значи­ тельных структурных несовершенств, препятствующих превращению. Но уже на начальных стадиях микроударного воздействия или при малых степенях дефор­ мации создаются условия для роста е-фазы из этих за­ родышей.

Ширина интерференционных линий аустенита зака­ ленного сплава ГЗО не отличается от ширины линий стандартного образца, что свидетельствует о крупных блоках, малых искажениях и отсутствии дефектов упа­ ковки. Линии аустенита сплава Г19 после отжига шире линий аустенита сплава ГЗО (табл. 5). Это обусловлено, в основном, влиянием на ширину линий деформацион­ ных дефектов упаковки, вероятность образования кото­

Микроударное воздействие приводит к значитель­ ным структурным изменениям как в аустените, так и в е-фазе исследованных сплавов. В связи с тем, что в спла­ ве Г19 после у=г±е-переходов и 2 мин испытания имеет­ ся до 70—80% е-фазы, исследовать изменение тонкой