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

ных зерен 7—8-го балла образуются относительно мел­ кие пластины, для удовлетворительного разрешения ко­

е-фазы в плоскости шлифа могут достигать 1,5—5 мкм, однако после отжига размеры зерна аустенита увеличи­ ваются до 1—2-го балла, размеры пластин гексагональ­ ной фазы равны 10—20 мкм.

В структуре могут наблюдаться отдельные пластины шириной до 50—100 мкм, на которых можно измерять микротвердость при нагрузках ~ 1 0 Мн (20 Г). Размеры отпечатка пирамиды вдоль пластин е-фазы меньше, чем поперек ее, что указывает па анизотропию, по-видимому обусловленную анизотропией объемных изменений при образовании гексагональной решетки, параметр с кото­ рой в 5 раз больше, чем а.

Средняя микротвердость е-фазы сплава Г19 выше, чем аустенита, и находится в пределах 3,2—3,4 Гн/м2 (320—340 кГ/мм2) .

Получение крупных пластин е-фазы зависит не только от величины зерна аустенита, но и от состояния аустени­ та и ряда других факторов. Так, при быстром охлажде­ нии из области аустенита вероятность образования круп­ ных пластин меньше, чем при медленном. Повторный на­ грев до той же температуры и последующее охлаждение приводят к измельчению пластин гексагональной фазы. Для сплава, содержащего небольшое количество е-фазы, при концентрации 16—20% Мп существует большая ве­ роятность получения наиболее крупных пластин. По дан­ ным металлографических исследований можно заклю­ чить, что в процессе распада аустенита как при непре­ рывном охлаждении, так и в изотермических условиях не наблюдается значительного увеличения количества и размеров кристаллов е-фазы. Превращение может про­ текать за счет возникновения новых пластин, которые по-видимому, образуются с большей скоростью.

Для сплава, содержащего больше 20% Мп, количест­ во е-фазы в структуре становится меньше. По мере сни­ жения количества е-фазы уменьшается число направле­ ний, в которых она образуется; при этом пластины стано­ вятся более узкими. Препятствием для роста пластин е-фазы могут служить границы зерен, двойники. Имеют­ ся случаи остановки роста пластин без видимых препят­

ствий, что может быть связано с кристаллографически­ ми особенностями превращения, а также с концентраци­ онными неоднородностями или особенностями субструк­ туры.

Указанные факторы могут препятствовать росту не только целой пластины, но и части ее, т. е. пластины мо­ гут расти ступеньками. При этом широкие пластины мо­ гут иметь неправильную геометрическую форму. Наблю­ даются случаи врезания одной пластины в другую, их срастания или переход через границы зерна с изменени­ ем кристаллографических направлений в соответствий с особенностями структуры зерна. К сожалению, до настоя­ щего времени выполнено недостаточно систематических работ по изучению зависимости образования кристаллов мартенсита с гексагональной решеткой от предыстории сплава и природы аустенита, хотя в некоторых исследо­ ваниях такая связь установлена.

е-фазы, не дает убедительных доказательств линзооб­ разного или дискообразного строения пластин е-фазы.

Следует отметить, что е-фаза наблюдается также и в Сг — Мп и Сг — Ni сплавах.

2. Электронная микроскопия

Наблюдение тонких фольг на просвет в электронном микроскопе дает возможность исследовать детали тон­ кой структуры фазовых составляющих сплавов. Подго­ товку образцов до толщины с 0,5 мм до 100 мкм, прони­ цаемой для электронов, проводили электролитически1.

Проведенные нами электронномикроскопические ис­ следования структуры Fe — Mn показали большие воз­ можности использования этого метода для исследования мартенситных превращений в рассматриваемых спла­ вах [22].

При введении до 8% Мп структура сплава состоит из a -фазы. Мартенсит па электронной микрофотографии вы­ является в виде пластин линзообразной формы с боль-

1 В смеси ортофосфорной кислоты и перекиси водорода в со­ отношении 1 : 3; окончательное уточнение проводили по методу Болмана в электролите, содержащем 430 мл Н3РО4, 50 СгзОз и 2 мл Н20 при плотности тока 2—4 а/см2.

той п л о т н о с т ь ю дислокаций, имеющих среднюю линию (мидриб). При увеличении содержания марганца до 15% структура Fe — Mn сплава трехфазна (у-, а- и е-фа- зы). При этом пластины а-мартенсита также имеют лин­ зообразную форму со средней линией и располагаются

Рис. 13. Структура сплава Г20: прямолинейные пластины е-мартен- сита (/); между пластинами аустенит с высокой плотностью дефек­ тов упаковки (2).Х 27 000

не только в аустените, но могут либо вклиниваться в пластины е-фазы, которые представляют собой широ­ кие поля с большой плотностью дефектов упаковки, либо располагаться поперек этих пластин. Плотность дефектов упаковки в аустените незначительна. Сплавы, содержа­ щие до 20% Мп, имеют двухфазную структуру с макси­ мальным количеством гексагональной фазы и дефектов упаковки.

Электронные микрофотографии закаленного сплава Fe — 20% Mn показали, что в структуре этого сплава е- фаза находится в виде плоских пластин правильной гео­ метрической формы с четкими границами, на которых на­ блюдаются повышенная плотность дислокаций или дефек­

ты упаковки (рис. 13). Как видно из микрофотографии, ориентировки дефектов упаковки в аустените и пластин e-мартенсита различны. Кристаллографическая ориенти­ ровка дефектов упаковки в аустените, в отличие от ориен­ тировки дефектов, представленных па рис. 13, может сов-

Рис. 14. Широкие и узкие пластины е-мартенсита (аустенит—свет­ лый). Дефекты упаковки в аустените параллельны пластинам е-мар­ тенсита. Х27 000

падать с ориентировкой узких и широких пластин е-мар- тенсита (рис. 14). Однако число дефектов, ориентировка которых отличается от ориентировки малых пластин е- мартенсита, незначительно.

Электронномикроскопические исследования подтвер­ ждают данные металлографии о пластинчатом, а не лин­ зообразном строении мартенсита с гексагональной решет­ кой. Анализ большого числа микрофотографий закален-

ного сплава Г20 показывает, что пластины р-фазы дают дифракционный контраст нескольких типов.

В одних случаях он равномерен по всей пластине и свидетельствует об однородности строения гексагональ­ ной е-фазы. Таким дифракционным контрастом обладают пластины средних и малых размеров (см. рис. 14).

Рис. 15. Сплав Г20, угольная реплика. Светлые участки — е-мартеи- сита; темные — аустенита. X 15 000

Электронномикроскопические исследования структу­ ры железомарганцевых сплавов методом угольных отпе­ чатков также подтверждают, что общий контур пластин е-мартенсита имеет правильную геометрическую форму. Анализ микрофотографий структуры сплава Г20, полу­ ченной методом реплик, показал, что безрельефные свет­ лые участки можно классифицировать как е-мартенсит (рис. 15).

В других случаях дифракционный контраст свидетель­ ствует о большой плотности дефектов упаковки. Дифрак­ ционный контраст неоднороден как по длине, так и по ши­ рине пластины; такой контраст в основном наблюдается на небольших широких пластинах (рис. 16). Если нали­ чие дифракционного контраста не-связано с различным

отражающим положением пластин, то следует допустить существование мартенсита с различной структурой. Од­ нако в настоящее время-экспериментальных данных недо­ статочно для более точной классификации этих пластин.

Электронномикроскопические исследования подтверж­ дают общую картину расположения кристаллов е-мар-

Рис. 16. Сплав Г20. Внутреннее строение пластин е-мартенсита и характер расположения дефектов упаковки; их ориентировка соот­ ветствует ориентировке мартенсита. Х27 000

тенсита, обнаруживаемую оптически. В большинстве слу­ чаев эти пластины, образованные на более ранних стади­ ях превращения, являются препятствием для образования новых пластин. Иногда пластины оканчиваются без види­ мых препятствий, а иногда останавливаются кристалла­ ми, образовавшимися на более ранних стадиях (рис. 17).

Аустенитная матрица между пластинами е-фазы за­ полнена дефектами упаковки, расположенными в плоско-

стях [111], что создает определенную взаимную ориенти­ ровку дефектов и пластин гексагональной фазы. Наряду с такими ориентированными дефектами имеется некото­ рое число дефектов упаковки, дифракционный контраст которых не соответствует закономерному расположению

Рис. 17. Сплав Г20. Препятствие на пути роста пластин е-мартенси- та. ХЗЗ 000

их по отношению к пластинам е-фазы, и другого типа де­ фектов. Препятствием для движения дефектов упаковки, как и для роста пластин гексагональной фазы, являются границы и дефекты субструктуры, невидимые при боль­ ших увеличениях. В отличие от пластин е-фазы, рост де­ фектов упаковки можно четко наблюдать при изменении температуры или напряжений.

Размеры и количество дефектов упаковки при нагреве сплава Г20 до 70°С могут значительно изменяться. Ука­ занный температурный интервал характерен минималь­

ной устойчивостью аустенита и образование е-фазы про­ исходит с минимальной скоростью. Если принять, что за ­ родышами для образования е-фазы являются дефекты упаковки, то аустенит в этом интервале должен обладать минимальной устойчивостью по отношению к образова­ нию дефектов, что подтверждается результатами разных работ. Не исключена возможность появления дефектов упаковки при деформации из-за некоторого коробления образца при нагреве под электронным пучком.

При содержании выше 20% Мп уменьшается количе­ ство е-фазы, а также плотность дефектов упаковки аусте­ нита. Так, в сплаве с 23% Мп содержание е-фазы не пре­ вышает 10—15%, а плотность дефектов упаковки в спла­ ве с 14% Мп значительно меньше, чем в Г20. Число взаимных ориентировок дефектов упаковки и кристаллов е-фазы при этом значительно уменьшается. В закаленном Fe — Мп сплаве с ^ 30% Мп не обнаруживаются ни де­ фекты упаковки, ни гексагональная структура.

Электронная микроскопия сплавов Fe — Мп, содер­ жащих до 38% Мп, показывает связь между дефектно­ стью Fe—Мп аустенита и склонностью его к мартенсит­ ному у е-превращению. В сплавах с максимальным количеством е-фазы (15—20% Мп) обнаруживается наибольшая плотность дефектов упаковки в аустените, основное количество которых по форме и расположению идентично гексагональной структуре. Увеличение и умень­ шение содержания марганца сопровождается стабилиза­ цией аустенита по отношению к образованию дефектов упаковки и мартенситной фазы.

Таким образом, склонность аустенита к образованию дефектов упаковки может служить признаком его способ­ ности к превращению. Наличие отмеченных закономерно­ стей подтверждается экспериментально, это указывает на то, что дефекты упаковки Fe — Мп аустенита являют­ ся зародышами для гексагонального мартенсита с плот­ ноупакованной решеткой. Имеющиеся эксперименталь­ ные данные не позволяют судить о влиянии марганца па дефектность е-фазы. Однако, в отличие от а-мартенсита, имеющего большую плотность дислокаций, мартенсит с гексагональной решеткой имеет высокую плотность де­ фектов упаковки (г. ц. к. прослоек), иногда с большим скоплением дислокаций, т. е. е-мартенсит отличается от мартенсита с кубической решеткой не только морфологи-

высокой плотности: