Исследование процессов мартенситных превращений, закономерностей фазовых и структурных изменений при деформации и термической обработке сталей с пониженной энергией дефектов упаковки аустенита тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ6 од

РОССИЙСКАЯ А1ОДЕШ31 НАУК- . УРАЛЬСКОЕ ОТДйЕШЕ . ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАШШ ИШТИТУТ ФЯЗИКИ МЕТАЛЛОВ

На правах рунэшззи

нешровсш Юрка Ргшаш>евё5ч

исследование процесссв нартенсэтяк протетия,. закономерностей сазошх и струегшж ййотзш

при деюршсс1 я терничесес* обработке--сшез о пониженной энергией дкесгоз упакобж -шмшд,

■ 01.04.07-фяэина твзрдого тзж»4

Автореферат -диссертации на соисканис- учэвой <яеаенп доктора фиэико-катеиагичасюи нздк.

Екатеринбург - 1893

Работа выполнена в Проблемной лаборатории металловедения Уральского государственного технического университета. (УПУ-УГО Официальные оппоненты; доктор фиаико-математических наукг ведущий научный сотрудник Зельдович Виталий Ильич ,

доктор физико-математических наук, профасс Кирааев Дшзлад Аыннулович

доктор физико-математических наук, професс Остри» Эшануад Исаакович

Ведущая организация: Уральский лесотехнический институт (г. Екатеринбург)

Заздта состоится ••В в *('2г' часов на заседании специаазшироваяаога совета Д 0С2.03.01 в Институте фивики штаплов УрО РАН (620219 г. Екатеринбург. ГСП-170, ух С. Ковалевской, 18)..

С диссертацией шкно ознакомиться в библиотеке Института фиеики шталвдв УрО РАН

Автореферат разослан Сл^-пт . 1993 г>

Учешй секретарь специализированного

совета, доктор фиашш-математические /)/>// /)

шСО'и/^ о. Д. Шшщсаа

#

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. В металловедении сталей параметр "энергия дефектов упаковки" (ЭДУ) является одним ив основных классификационных признаков, поскольку от ЭДУ зависит тип мар-тенситных превращений при охлаждении (МП) и деформации (ДШ1) стали, а такле характер деформационных процессов в стабильном аусгените.

Ко времени постановки и проведения наших исследований для сталей с ниькой ЭДУ и двумя мартенситныш фазами ( £ я <*.') отсутствовала или была неоднозначной экспериментальная ивформэцш об основных характеристиках Ш1 и ДШ, отсутствовало удовлетворительное теоретическое описание кристаллографа <х-ыартенсига, не было выполнено систематических исследований влияния состава стали (т.е. относительной стабильности у, £ и с*'-фаз) на морфологические и кристаллографические особенности . формирования структуры при ДМП. Последовательная проработка этих вопросов представлялась необходимой для реевшш задачи адеква- . тиого понимания процессов мартенситных превр&ирний ( закоиоюр-ностей фаговых и структурных изменений) при охлаждении и деформации в сталях с низкой ЭДУ аустеннта, для корректной оценки влияния этих процессов на эксплуатационные свойства . сталей.

Нерешенной задачей теоретического и практического металловедения являлась ташке проблема достоверного описания общих закономерностей ДШ в сталях. При ее рассмотрении выполнению наш исследования закономерностей ДШ з сталях с низкой ЭДУ аустенита с необходимостью долготы бьсаи быть дополнены изученном ряда принципиальных, но остававшхся дискуссионный вопросов КП и ДШ в сталях с повышенным уровнем ЭДУ и ггартенситиым превра-врнием у-* о<.

Представленные в работе результаты изучения серии практически стабильных при деформации густенитных сталей с низкой ЭДУ являются необходимой составной частьр всего комплекса исследований закономерностей фазовых и структурных изменений при ДМП, "замыкающей" концентрационную область проявлений ДШ со стороны ДШ но представляют такав и самостоятельный интерес в свя-

зи с системным характером полученной информации о влиянии раз-

личных факторов на процессы, протекающие при деформационно-термической обработке в сталях данного типа.

Дедь работы. Представляемая работа имела основной целью решение двух самостоятельных, но гесно связанных друг с другой задач:

1. Формирование общих и достаточно хорошо аргументированных представлений о процессах мартенситных превращений в сталях с низкой ЗДУ аустенита на основе детальных исследований закономерностей фазовых и структурных изменений при охлаждении и деформации нестабильных сталей в исходном однофазном (¡¡О и ,,вух-фазном (у + £.) состояниях.

2. Систематическое изучение и изложение вопроса об основных закономерностях (регулирующих факторах) деформационных мартенситных превращений, охватывающее все существующие разновидности ЯШ в сталях.

Научная новизна В общем виде научная новизна определяется двумя обстоятельствами: а) созданием целостной и в то к время детализированной картины процессов фазовых и структурных, изменений, происходящих в результате мартенситных превращений при • охлаждении и деформации сталей с низкой анергией дефектов упаковки аустенита; б) репением вадачи о контролирующих факторах при деформацинных мартенситных превращениях различного типа в сталях. Полученные при рассмотрении этих проблем и обладающие научной новизной конкретные результаты приведены в тексте автореферата в виде выводов по главам 2-6 и заключения по работе в целом.

Практическая ценность работы связана прекде всего с тем, что установленные закономерности ДМП позволят принимать аргументированные решения при выборе или оптимизации системы легирования сталей для конкретных вариантов использования эффекта деформационной нестабильности аустенита. Реализация этой возможности облегчается изданием монографии "Стали с метастабиль-ным аустеиитом". К практическим следствиям работы относится возможность последовательного изложения в учебных курсах соот-вествуюяих вопросов ЫП и ДМП в сталях различного класса, а также закономерное переклвчение внимания исследователей на еще не решенные задачи в иных областях физического металловедения. Самостоятельное практическое значение имеют решенные методические

задачи, сфера применения которых выходит ва пределы исследовательской тематики данной работа

На защиту выносятся: 1. Решенные автором методические вопросы, расширяющие возможности исследования кристаллографически упорядоченных структур, воаникаапцих при термической обработке и/или деформации сталей и сплавов (глава 1).

2 Факгологическая информация о конкретных характеристиках процесса и общая трактовка диаграммы мартенситных превращений при охлаждении для сплавов Fe-to (глава 2).

3. Теоретическое описание кристаллографии с*-мартенсита в сталях с низкой ЭДУ аустенита (глава 3).

4. Результаты изучения конкретных характеристик и общих закономерностей деформационных процессов в нестабильных аустенитных и двухфазных (¡f+ £) сталях с низкой ЭДУ аустенита и ДЦП ¡f-*t,

у+£-^,о<'(глава.4). Б. Основанные на анализе литературньг данных выводы о формоизменении (влиянии свободной поверхности) при образовании {522)у-мартенсита и о соотношении роди термодинамического и кристаллографического факторов при ДМП у — «■ в сталях (глава 5). 6. Установленные закономерности процессов деформацюнно-термя-ческого упрочнения аустенитных сталей Fe-tti-Cr-C с иивной. ЭДУ аустенита (глава 6;.

Апробация работы. Материалы диссертации дололены п обсуп-дены на всесоюзных, республиканских и региональных конференциях и семинарах.

Публикации. Основные результаты работы опубликованы в иа-нографии и 36 статьях.

Структура и объем. Диссертация состоит из введения, 6 глав, заключения и изложена на 339 стр. (30 таблиц, 66 рисунков, 220 страниц текста, список литературы - 130 наименований).

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Глава 1. Развитие методов изучения структуры металлов, и сплавов.

В данной главе излагаются ревенные автором в ходе выполнения структурных исследований методические задачи, связанные главным образом с потребностями изучения закономерностей те*.

фавовых и структурных изменений, для которых характерно наличие кристаллографической обусловленности относительных ориентация кристаллических решеток исходной и образующейся фаз или структурных составляющих, морфологии единичных кристаллов и структурных комплексов, возникавших при термической обработке или деформации сталей и сплавов.

1.1. Матрицы ориентационных соотношений (ОС) при фазовых превращениях и двойниковании.

Отличительной особенностью предложенного способа получения аналитического аппарата для использования в металловедческих (прежде всего - в электронно-микроскопических) структурных исследованиях от предлагавшихся ранее и существующих, насколько известно автору, на сегодняшний день является общность рассматрения (не накладывюгся никакие ограничения на тип решеток исходной и образующейся фаз) в сочетании с простотой математического формализма и наглядностью представления материала, что существенно для обеспечения возможности самостоятельного получения и эффективного использования подобного аппарата в конкретных исследованиях широким кругом металловедов.

Решение задачи включает: а) описание процедуры вычисления матрицы ОС при переходе от базиса & решетке исходной фазы А к базису возникающей решетки и для некоторого конкретного варианта выбора базисов в А и М - матрицы К4для первого, "стандартного" варианта ОС, ; б) получение аналогичных матриц (К^ ) для всех возможных в монокристалле (зерне) исходной фазы при данном типе ОС (кристаллографически эквивалентных) ориентаций воэникакадэй фазовой или структурной составляющей - "полного набора" матриц ОС.

В качестве исходных данных для вычисления матрицы К, используется получаемая в эксперименте, из литературных источников или гипотетически задаваемая (например, из геометрических соображений) иформация о параллельности двух пар направлений или плоскостей в сопоставляемых кристаллических решетках. Матрицы К^вычисляются по формуле К^- К, - о(1 (1), где с^- матрицы операций симметрии в решетке исходной фазы, соответствующие переходу ее базиса, принятого для записи стандартного варианта 0С(, к прочим кристаллографически эквивалентным, но пространственно различным его положениям. Помимо связи ба-

висов, матрицы К^ описывают такле параллельность плоскостей при переходе от А к Ы. Параллельность направлений при этом описывают матрицы К^ - К"/- аГ1 (2), а переход от базиса кристалла (вариант ОС,) ч базису в Ы- (вариант ОС^, - матрицы

нг К( «СК-; (3).

Для наиболее распространенных в практическом металловедении случаев кубической (ГЦК, ОЦК) иди гексагональной решеток исходное фазы пространственно различные положения базиса и соответствующие им матрицы о^, ^""'оформлены в виде таблиц, удобных при решении таких вопросов, как получение полного набора матриц ОС, определение вариантов ОС, приводящих к тождествен- . ним или специальным (например, двойниковым) относительным ориентировкам кристаллов конечной фазы в монокристалле (одном верней исходной фазы и т. п.

Для частного случая "фазового превращения" - двойникова-ния (закономерной переориентации кристаллической решетки без изменения ее типа) уяризется вычисление матриц К,, Нестандарт-, ного варианта 00г

1.2. Ориентационные соотношения и двойниковые ориентации кристаллов конечной фазы.

Двойниковые относительные ориентировки кристаллов могут возникать не только в результате деформации или отжига, ко. и • при фазовых, в частности, мартенситных, превраоэниях. Из-принятого в работе способа получения различных вариантов ОС автоматически вытекает в общэм виде условие принципиальной возможности появления подобных ориентации: если для конкретного вида ОС кристаллических решеток исходной и образующейся фаз направление двойникующего сдвига или нормаль к плоскости -двойникова-ния в решетке конечной (напр., мартенситной) фазы параллельны оси второго порядка в решетке исходной фазы, то все возможные ориентировки кристаллов конечной фазы разобьются на лары двойниковых ориентировок.

1.3. Описание ориентационных соотношений при мартевситных превращениях с участием ГЦК, ОЦК и ГПУ фаз. Целесообразность приведенного в работе систематического

рассмотрения вопросов аналитического описания СС для столь широко изучаемых превращений определяется, во-первых, отмеченными выше отличиями применяемой методики получения аяалитическо-

- б -

го аппарата от использовавшихся другими авторами, а во-вторых, потребностями совместного рассмотрения превращэний аустенита с образованием с< и t мартенситных фаз, харрактерных для сплавов железа с низкой энергией дефектов упаковки (ЭДУ) аустенита: для удобства такого рассмотрения необходим согласованный выбор вапися стандартных вариантов 00t и последовательности вариантов 0Ct при превращениях у-* сх , j- ь и t oí . Для этих превращений вычислены матрицы К(, К~1, согласована последовательность вариантов ОС^, вычислены матрицы Ht относительных ориентация мартенситных кристаллов, а так» матрицы соответствия решеток jf/<X и €/«.

Для принятого в работе выбора стандартных вариантов 001

(lll)r~|l (Oil)* и lOlUj-ll 11113o«. - превращенияy^roc <111>Í II (001)í и lOlIlj II ClOOJí, - превращения y^rt; (001)£ II (OlDot и tlOO]£ II tllll^ - превращения

Симметричная вались варианта ОС., JVcx удобна, поскольку в этом случае при ОС Курдюмова-Закса тождественны (с точностью до постоянного множителя) наборы матриц К^и , и Матрицы К(, HL вычислены и представлены в виде таблиц для дискретного набора ОС jVc*. в интервале от ОС Курдюмова-Закса до С Нишшш, что обеспечивает удобство оценки экспериментальных данных в предположении различных ос.

1.4. Примеры получения и использования аналитического аппарата , описания ОС для исследования структур, возникаххда при диффузионных фазовых превращениях и двойниковании. Из числа выполненных авторам исследований в работе приведены два примера получения и использования аналитического описания ОС для изучения диффузионных фазовых превращений. Эти примеры представляют как методический, так и определенный практический интерес и связаны с образованием в ГЦК-матрице (у) жаропрочных сплавов на никелевой основе фаз с тетрагональной кристаллической решеткой - <э-фаЗв( и борида типа MSB3. Факт сущетсвования и конкрегный вид ОС кристаллических решеток ¡f и MsBj установлены аатором впервые, а использование соответствующего аналитического аппарата позволило выполнить систематическое изучение особенностей структуры и процессов старения в

борировалаых жаропрочных сшивах различного назначения.

Едэ один пример использования результатов раздела 1.1. -реализованная возможность компактного я единообразного матричного описания ОС при двойниковании в ГПУ-структурах с произвольным отношением параметров решетки с/а для различных упоминаемых в литературе систем (плоскостей) двойникования. Решв-1 ние этой задачи в ходе выполнения данной работы было обусловлено необходимостью идентификации лшгаовидных кристаллов в • пластина:- ГПУ. £ -фазы сталей с низкой ЭДУ аустенита, но представляет интерес такде и для исследования деформационных процессов в ГПУ-металлах, где двойникование является одним ив важных механизмов пластической деформации, а активизация той или иной системы двойникования зависит как от химического состава сплава, так и от условий нагрумения. 1.5. Методы исследования мартенситной структуры, не требупцие

наличия остаточной исходной фаза

На основе представленного в разд. 1.1 аналитического описания ОС были разработаны метод определения конкретных вариантов ОС при электронно-микроскопических исследованиях тонких фольг (что означает также восстановление ориентировки зерна исходной фазы) и дифрактометрический метод определения ОС по относительным ориентировкам мартенситных кристаллов. Решение этих методических вопросов, возникших при изучении, сплавов Ге-М* (см. гл. 2), представляет интерес для широкого круга модельных и практически используемых материалов (сплавы железа, титана и др.), в которых при температуре исследования исходная фаза полностью отсутствует или имеется в малых количествах, не достаточных для эффективного ее использования при струтуркых исследованиях.

Определение конкретных вариантов ОС для наблюдаемых па фольге ориентировок мартенситных кристаллов сводится к индици-рованию экспериментальных злектронограмм с использованием базисов, ориентация которых друг относительно друга и по отношению к оазису в решетке исходной фазы предваршельно установлена (описана аналитически для известного в данном случае вида ОС). В качестве исходных данных используются микрозлектроног-раммы с двух соседних или близко расположенных мартенситных кристаллов различных ориентировок. ' Описанная в работе процеду-

ра решения задачи <в отличие от предлагавшихся ранее неаналитических методов, связанных со значительным объемом стереогра-фячес.шх построений) не вносит дополнительных погрешностей, а аналитическая форма удобна для критической оценки и дальнейшего использования полученного результата

Принцип предложенного метода определения ОС с использованием ренгеновской дифрактоыетрии, не требувщий наличия остаточной исходной фазы, состоит в сопоставлении идентичных участков расчетной (для стандартного набора базисов в предположении некоторого ОС) и экспериментально полученной (с монокристалла или крупного зерна исходной фазы) полюсных фигур, что позволяет проиндицировагь экспериментальные полюса и получить уравнения относительно элементов искомой матрицы ОС. Необходимую точность и воспроизводимость получения максимумов интенсивности отраганий (не хуже ±0,05°) обеспечила дифракго-метрическая методика с использованием усовершенствованной приставки ГП-2 и вращений вокруг вертикальной и горизонтальной (перпендикулярной плоскости образца) осей приставки. 1.6. К методике шщицирования плоскостей и следового анализа . при электронно-микроскопическом исследовании тошавг фолы. Известно, что поверхность просматриваемого в электронном микроскопе участка фольш может быть неконтролируемым обрааоы отклонена от перпендикулярности электронному пучку. Это затрудняет индицирование плоских особенностей структуры (габи-тусных плоскостей н т. п.) по следам их пересечения с поверхностью фольги, усложняет анализ кристаллографических особенностей фазовых и структурных изменений, их связи с направлением внешнего воздействия на материал и т. д.

Нами была решена задача определения кристаллографической ориентации поверхности фольги по изображениям следов на ней двух непараллельных пучку и друг другу кристаллографических плоскостей с известными индексами (характерные плоскости образования дефектов упаковки, плоскости двойникования и т.п.), что позволило, в частности, определить габитус дисперсных кристаллов деформационного о('-мартениста в сталях с низкой ЭДУ аустенита (см. гл. 4). Для фазовых превращений с известным ОС кристаллических решеток и плоской поверхностью раздела исходной и образующейся фаз разновидность той же методики поз-

воляет определить характерную габитусную плоскость при наливши трех и более различных ориентировок кристаллов новой фазы . в одном зерне исходной фазы при отсутствии реперных плоскостей с известной кристаллографией. Таким путем бьш определен габитус для диффуэионного превращения в гаростойком покрытии

системы Ш-Сг-АЬ на жаропрочном никелевом сплаве. 1.7. К методике оценки роли внешней нагруйки при деформационном шртенситноы ¡("-«-л превращении в сталях. Одним ив факторов, которые могут определять вероятность . появления конкретных ориентировок кристаллов с<-мартенсита . при деформаций нестабильных аустенитных сталей, является работа внешней нагрузки по формоизменению, сопровокдающзму образование мартенеитных кристаллов. Предложенная ранее методика оценки роли этого фактора была основана на сопоставлении экспериментально получаемого на пояикристадличесгаэм материале ориентационного распределен (полисной фигуры) .направлений одноосной деформация,, приводивши к возникновении ©(-кристаллов (А), с расчетной полйсной фигурой абсолютных значений ориентационного многаиеля (К), которому пропорциональна (в приближении Пателя-Коэна) работа внешней нагруаки. Бэлее корректным и информативным представлялось сопоставление нзбладаеюго распределения X не с абсолютным уровнем К, ко с его, каксиваль-ной величиной а том конкретном зерно аустенита, где было еа-фиксировано возникновение кристалла дефоршцконшго Езртепси-та В результате реализации этой идеи получены соответствующе расчетные полюсные фигуры значений К, что позволило аргументированно обсудить вопрос о роли внешней нагрузки.при деформационных у—<х превралэниях в сталях с различным типом л-мартенсита (см. гл. 5).

Выводы.

В ходе выполненных автором исследований закономерностей фазовых превращений в сталях и сплавах были решены следующие основные методические задачи:

1. Предложена методика получения аналитического (матричного) аппарата для описания ориентационных соотношений кристаллических реветок при фазовых превращениях и двойвккованки. Отличительной особенностью методики является сочетание простоты (доступность для потенциальных потребителей) с общим, видом ре-

тения вадачи (не накладывается никаких ограничений на тип рассматриваемых кристаллических решеток).

2. Вычислены матрицы, описывающие ориентационные соотношения при фазовых превращениях с участием ГЦК, ОЦК и ГПУ фаз, широко распространенных в сплавах железа, титана и др. Согласованный выбор базисов в решетках обеспачивает удобство изучения мар-тенситных превращений в сплавах железа, характеризующихся низкой ЭДУ аустенита, для которых характерно одновременное присутствие всех трех фаз.

3. Эффективность предложенной методики (см. п. 1) для изучения закономерностей диффузионных фазовых превращений проиллюстрирована на примерах образованияб^-фазы и боридов Ц^В3в жаропрочных сплавах на никелевой основе (доказан, в частности, сам

факт закономерной кристаллографической связи решетки борида М5ВЬ с основой). Её использование позволило дать компактное описание ориентационных соотношений для всех типов двойнокова-ния ГПУ-металлов.

4. На базе данного в работа описания ориентационных соотношений разработаны методы анализа мартенситной структуры, не требующие наличия остаточной исходной фазы.

б. Предложена методика следового анализа, существенно расширяемая возможности просвечивающей электронной микроскопии в ив-дицировании плоских особенностей структуры (напр., габитусных плоскостей при фазовых превращениях).

6. Уточнена методика обработки экспериментальных данных при изучении закономерностей деформационных мартенситньк у -»• <х превращений в сталях.

Материалы главы 1 опубликованы в статьях [1, 2,6, б, 8, 10, 12, 29, 30, 33, 36]. Наряду с возможностями более широкого применения они служат методической основой соответствующих разделов исследований, представленных в главах 2-6.

Глава 2. Исследование мартенситных превращений при охлаждении в сплавах Ре-Ш. Во вводной части главы кратко рассмотрены литературные данные, служившие исходным материалом в проведанных нами исследованиях. Приведенный перечень основных имевшихся результатов свидетельствует о нерешенности (ко времени проведения

- И -

наших работ) ряда вопросов, связанных как с установлением" конкретных характеристик, так н с формированием обеда представлений о мартенситных превраг^ниях и взаимосвязи ©с я ¿ иартенситных фаз в сплавах Fe-tá>. Рассмотрение этих вопросов представляло интерес и для понимания общих закономерностей мартенситных превращений во всей группе сплавов железа, характеризующихся низкой ЭДУ аустенита и образованием двух (£ и Ы) мартенситных фаз.

2.1. Ориентационные соотношения при мартенситных

превращениях в сплавах Fe-Mn.

В литературе высказывалось мнение, что ОС д7<Х при мартенситных превращениях в сплавах Fe-f.ii близки к ОС Курдшо-ва-Закса во всей концентрационной области образования о( -мартенсита, но экспериментально определяли ОС лишь в содержащих остаточный аустенит сплавах с повышенным содержанием марганца или марганец-углеродистых сплавах. Однако предположение об идентичности ОС ¿г/о( для наблюдаемых в сплавах. Fo-Ш существенно различных морфологических типов ос-шртенсита и мартенситных структур представлялось недостаточно обоснования!

Предпринятое нами зкепершентальпое определение ОС ¿Г/с* с использованием методик, ив требугкгя палячня остаточного аустенита (см. разд. 1. G), привело к еледукцяы результатам:

а) В сплаве Fe-8,2XJAi с реечным (пакетным) oí -шртепситом определенная по дифрэктометричеоким данным об относительных ориентировках «-кристаллов матрица ОС дея принятого стандартного варианта имеет вид:

-0,687816 0,723788 -0,055233 0,722416 0,675095 -0,149547 -0,070951 -0,142761 -0,987217 и соответствует углу между (И1)у и (Olí)« ~ 1,25 , а меаду [0113у и. tlll)« »1,9°. Таким образом, ОС ¿Vc< для реечного ос-мартенсита в сплавах Fe-kh заметно отличается от предполагавшегося ОС Курдюмова-Закса

б) С использованием той же дифрактоиетрической методики для трехфазных (+ £ + <*) сплавов Fe-13Tl4Ztói получена мирт» ОС:

-0,670418 0,737810 -0,078640 0,738738 0,653812 -0,163719 -0,069379 -0,167855 -0.983368

Г-*«.

«Г

угол медду (111)у и (011)^ »0,42°, а медду ГОШ4 и ClllJ^ « 0,08°. Это ориентационное соотношение близко к сообврамемуся в литературе ОС Курдшова-Закса и полностью согласуется с электронно-микроскопическими наблюдениями, согласно которым для сплавов Fe-13-14X»ta характерны двойниковые относительные ориентировки oí-кристаллов (см. разд. 1.2). в) Дхя сплавов Fe-10-ИШп показано, что приводившаяся различными авторами электронно-микроскопическая информация об относительных ориентацках «-кристаллов, характерных для возникающей в этих сплавах при охлаждении специфической мартенсит-ной структуры (кирпичной полосчатой, КП-структуры), соответствует ОС, промежуточным между ОС Курдюмова-Закса и Ншпия-мш (111)^11 (011)^, угол медду íOll^ и НИЗ** 2,6". Показана так11© ошибочность предлагавшегося ранее (Holden А. и др., 1971) объяснения тех ле экспериментальных результатов в предположении ОС ¿{урдюмова-Закса.

Однако для очень дисперсной структуры трудно оценить и снизить вероятную погрешность электронно-микроскопического определения относительных ориентировок а.-кристаллов. К сожалению, предпринятая нами в связи с этим попытка решения задачи с использованием дифрактометрической методики оказалась в целом неудачной, поскольку в крупнозернистом образце сплава Fe-llZlA-¡ при охлаждении наряду с ШЬструктурой возникает значительное количество реечного oí-мартенсита. Полученная в этих условиях матрица ОС безусловно свидетельствует о заметной неидентичности ОС у/<* для реечного cL-мартенсита и КП-струкгуры и дает основание предполагать прибгшжение ОС в КП-структуре к ОС в сплавах с 13-14Шг. но для количественно корректного вывода об ОС непригодна.

2.2 Кристаллографический анализ структуры сплавов Fe-13-14XMn.

Цри электронно-микроскопическом изучении структуры сплавов о 13-14ХШ было отмечено, что для них характерно наличие двойников? ориентированные кристаллов о(-мартенсита, соприкасающихся по плоскости типа IZ11)й. В <х-кристаллах наблюдались также характерные протяженные субгранг зд происхождение и кристаллогеометрия которых выяснены не были.

С использованием методики разд. 1.5 был проведен анализ отмеченных кристаллографических особенностей мартенситной

структуры. Анализ показал, что субграницы в oL - кристаллах являются плоскими и соответствуют промежуточным положениям плоскости габитуса растущего «-кристалла, а следовательно плоскость {211соприкосновения двойниковых «-кристаллов не является плоскостью габитуса, как это предполагалось в литеоа-туре (см., напр.. Kelly P.M., 1965). Были определены конкретные индексы обсуждаемых плоскостей - (2Н)Л II (211)у н (633)^ (I (6,0 2,1 2,9)$ (для принятого в работе стандарт-наго варианта ОС ).

Полученная плоскость субграниц соответствует наблюдавшимся на металлографических влифвх частной ориентировки сплавов Fe-Mn и Fe-Cr-Ni углам между линиями огранки с<-кристаллов, что подтверждает данную трактовку субграниц. Впервче установленный наш габитус для ot -мартенсита в сталях с низ-•юй ЭДУ аустенита свидетельствовал об отсутствии удовлетворительного теоретического (феноменологического) описания кристаллографии данного типа мартенсита и мог служить критерием оценки достоверности альтернативных вариантов. 1.3. Изменение фазового состава сплавов га-10-14%Ш в процессе

охлаждения.

При исследовании мартенситных превращений в.сплавах Fe-Kfri \ Щуманн (1967, 1974 г.) с использованием дилатометрического ¡етода получил существенное уменьшение количества первоначальна образовавшейся ¿-фазы в ходе дальнейшего охлаждения с шагав Fe-10-13ZMn при шнотонноы росте количества «,-ыартенсита. ■еэудътаты этих экспериментов цитируются до настоящего времени | литературе, как, подтверждение наличия превращения LВ о ке время Л Богачевым и сотр. (1972) при ступенчатом охлад-;ении из аустенитной области уменьшения количества ¿-фазы ентгенографически не наблюдалось. Ввиду важности достоверной »формации об изменении фазового состава для обсуждения вол-осов развития мартенситных превращений в сталях с двумя мар-енситныыи фазами (£,«) нами было проведено параллельное рент-енографическое и дилатометрическое определение изменения фа-ового состава з процессе охлаждения сплавов Fo-10-t4Zbh, Для ближения условий лротекания превращения в ходе сопоставляемых кспериментов рентгенографическое определение фазового состава роводилось при непрерывном охлаждении образцов. Методика ди-

латометрнческого эксперимента, в целом аналогичная использованной Г. Ий'манном, била скорректирована для исключения необходимости графической обработки дилатометрических кривых. В результате проведенных экспериментов было показано следующее:

а) эффект уменьшения количества ¿-фазы в процессе развития мартевситных превращений при охлаждении отсутствует, а следо-вааелно отсутствует дилатометрическое подтверждение существования автономного превращенйяЩ5й' охлаждении сплавов Ре-№1;

б) увеличение количества а-мартсчсита в процессе охлаждения стабилизирует ¿-фазу по отнош-зкию к нагреву и сыещдет темиера-туру окончания обратного превращения к температурам начала обратного ^ превращения в сплавах Ре-10-12%Мп (>500с'С), что более чем На 100°С выше температуры окончания превращения, сообщаемой Г. Шуманном:

с) ошибочность результатов Г. Щуманнв вызвана некорректностью методики эксперимента (и связанной с ней обработки дилато-> грамъ>) в сплавах с большим количеством образующегося при ох-лаадешш а -мартенсита

2.4. Интерпретация зкспериыентавьно наблюдаемой диаграмш март тенситных превращений при охлавдении в сплавах Ре-Ш. В работе дана трактовка экспериментально наблюдаемой диаграммы мартенсигных превращений при охлаждении сплавов Ре-Ып, суп^ствешш отличаицаяся от предложенных ранее в области концентраций 10-1б%Ып, где одновременно наблюдается обе мар-тенситные фазы (ос и £.). Она основана на переходе от расчетной диаграммы ыетастаб-льных (мартенситных) равновесий к акспери-' ментальной диаграмме путем введения гистерезисов для образования вародышзй шртеисита. Схематическое изображение диаграмм приведено на рис. 1.

Имеющиеся в литературе трактовки линий экспериментальной диаграмш отождествляют АВ (см. рис. 1) с ЕЕ - с Ы^""!'

сд - с мн , причем последнее не может быть получено введением температурного гистерезиса из расчетной диаграммы (и линии Т0 ) и объясняется путем введения дополнительных неаргументированных предположений, цель которых - описать превращение в концентрационном интервале -в'д' (~10-15ХМп) схемой у-*¿--и в соотЕетотвии с представлениями авторов о механизме превращения и характере взаимосвязи мартенситных фаз.

Рис.1, Расчетная (Т„) и экспериментальная (АВСДЕ) диаграммы ыартенситных превращений в сплавах Ре-Мп (скема)

Ре 8' С

%Мп

личину необходимого гистерезиса, из линии Т1*

К иному результату для концентрационного интервала ~В Д и линии СД приводит последовательна« реализация принципа перехода от равновесной к экспериментальной диаграмме с учетом реальных условий превращения.

Из эксперимента следует, что возникновение ¿-фазы существенно облегчает зарождение «¿-кристаллов, т.е. снижает ве~

Поэтому, вводя гистерезисы, 0 получим два участка линии на экспериментальной диаграмме: первый (АВ) - для температур выше Ыи~* . второй (СД) - для температур ниже Мм . 1Ьчти горизонтальный участок линии Мн образования и £. мартенситов между двумя отрезками (ВС) объясняется тем, что появление

£ -фазы, снижая необходимые для образования зародыша и пе-реохлаадения, немедленно создает условия лгя превращения у-»«.

Таким образом, последовательный переход от расчетной к экспериментально наблюдаемой диаграмме мартенситних превращений приводит к идентификации линии СД как линии М^"*04 и доказывает принципиальную возможность прямого у о( превращения во всем концентрационном интервале обнаружения закалочного

-мартенсита Одновременно для соогветствугшзго концентрационного интервала устанавливается принципиальная неразделиадсть процессов образования а й £ мартенситишг фаз в аустените и иллюстрируется существенно трехфазный характер превращэииа,

количественную сторону которого отражают приведенные в разделе 2.3 данные об изменении фазового состава в ходе охлаждения сплавов Fe-10-15Xto.

ВЫВОДЫ

Выполненные исследовшил сплавов Fe-Mn позволили уточнить фактологию и получить ответы на ряд нерешенных ранее или спорнь вопросов, существенных дла понимания вакономерноск-й мартенситных превращений в сталях с двумя, а и ь , мартенсит-нцми фазами. В результате исследований:

1. Дня сплавов Fö-82hfo и Fe~14JÄi с различными морфологическими типами оС-мартенсита достоверно установлены различные ориен-тационные уА* соотношения. Для сплавов Fe-10-ИХЫп корректно оценена имепцаясц экспериментальная информации.

2. Установлен габитус и -мартенсита в пластинах t -фазы, показана неадекватность существовавшего з литературе теоретического описания кристаллографии данного типа ос-мартенсита.

3. Опровергнуты представления об уменьшении количества ¿-мартенсита в ходе мартенситных превращений при охлаждении, установлены действительные температуры обратного превращения при нагреве сплавов Fö-10-"5%Mn.

4. Дана трактовка зкспе^иментальной диаграммы мартенситных преврадений при охлаждении, более последовательно, чем предлагавшаяся ранее, учитываюсь реальные условия мартенситных превращений в сплавах Ге-10-15Шп.

Штериалы главы 2 опубликованы в статьях [3, 4, 6, 71.

Глава 3. Феноменологическое описание кристаллографии с<-мартен сита в сплавах яелеза с низкой ЭДУ аустенита. Предпринимавшиеся начиная с середины 60-х годов различными авторами попытки решения задачи теоретического (феноменологического) описания кристаллографии oi-мартенсита в сплавах с низкой ЭДУ аустенита в предположили как ^-»^'(Lagneborg, 196-i Kelly, 1965), гак и £, —oi'cshimizu и др., 1978) превращений не приведи к удовдегворитедшному результату даже несмотря на то, что их авторами использовался не иыеший ни экспериментально го, ни убедительного физического обоснования чисто подгоночны! параметр однородной дилатации на поверхности раздела. Б част носги, в наиболее известной и широко цитируемой работе Kell'

при максимально возможной "подгонке" ( ~25°) получен габитус (211)у> существенно (>Б°) отличающийся от установленного в

о

эксперименте (см. гл. 2).

В соответствии с результатами главы 2, принятая мзтодшеа решения задачи теоретического описания кристаллографии - мартенсита обеспечивала совместшгое рассмотрение вариантов превращения ^-ыа'и £.-»-«.' н включала в качестве варьируемого параметра величину нелэотропных размерных изменений в направлении [111]х II [001]ь (здесь и далее используется принятый стандартный вариант 00). Общее формоизменение Е (деформацию с инвариантной плоскостью) пс;сали в виде Е - ФДГВ, где Т, 6 -матрицы четкого вращения, "чистой" деформации решеиш и неоднородного сдвига при инвариантной реиет|се соответственно, Д -ттрпца размерных изменений. С учетом имевшейся литературной информации рассматривали неоднородный сдвиг по плоскости (111)г II (001)ь в направлениях <211>у и <110>х, а такш соответствия ¿Дна (для сС) и Егргерса (£-»-ос') кристаллических решеток фаз. Еоэмогшыэ иамзнепия объемного эффекта тенситных превращений, связанные с различней химического состава сплавов, учитывали, варьируй параметр относительного изменения объема.

Сопоставление полученных для превращения. л7 теоретических результатов с достоверны*® экспериментальными данными (011. гл. 2) свидетельствует о хорошем (близком к абсолютному) соответствии расчетных и наблюдаемых кристаллографических па-ршйтров о</-мараенсита. Это свидетельствует о реальности механизма шртенситного превращения и о применишети со от-ветствущих теоретических результатов для анализа закономерностей формирования структуры при нартяяситных превращениях п сталях с низкой 9ДУ аустенита, причем в качестве удовлетворительного приближения ыогут использоваться параметры формоизменения при образовании & '-кристаллов для нулевого неоднородного сдвига.

Для механизма превращения ос' соответствие теории и эксперимента тага® может быть получено, по только при наличии растягивающих напряжений, нормальных к плоскости (111)^, и для одной системы неоднородного сдвига - (111)уС1121у , причем величина этого сдвига должна совпадать с необходимой для превра-

щзния ¡с""^

Сопоставление полученных теоретических и экспериментальных (как собственных, гл. 2, так и литературных) результатов с учетом реальных условий (особенностей) мартенситных превращений в сплавах с нивкой ЭДУ аустенита привело к выводу, что при образовании а-мартенсита лозмелаш два предельных случая. Первый соответствует сталям, в которых аустенит при охлаждении дестабилизируется по отношению к £ -фазе, но сохраняэт относительно высокую стабильность по отношению к с*'-мартенситу. Превращение аустенита в этом случьз начинается с образования £, а с/.-кристаллы возникают на более или менее поздних стадиях превращения к*-» £ . Такое превращение с достаточным основанием может описываться схемой £-» если при атом не предполагается абсолютная автономия превращения £-*<*'( на существенно трехфазный характер процесса указывает, например, рост о*?-кристаллов от границ ¿¡У£ т.д.).

Второй случай соответствует сталям с сопоставимой стабильностью аустенита по отношению к £ и мартенсигным фазам при температуре Мн, в которых появление уже тонкой £ -пластины создает необходимые условия для образования зародышам- кристалла, дальнейший рос? и характерная морфологи» которого могут быть реализованы в аустените без предварительного "массивного" у-* превращения. Превращение £ с*.' является в атом случае элементом автокаталитического процесса, начатого превращением ь , и требует, в свою очередь, элементарных сдвигов, "родственных" превращению ^ 6 , о чем свидетельствует фигурирующие в расчетах система и величина неоднородного сдвига

Идентичность расчетных параметров формоизменения при образовании единичных ос-кристаллов для двух описанных крайних случаев (механизмов) возникновения оС"-мартенсита не исключает, а, напрсгсив, предполагает существование значительных различий мартенситной структуры, формирующейся при охлаждении сталей различного химического состава В частности, находят естест-; генное обгяскеню результаты структурных исследований и подтверждается данная в гл. 2 трактовка взаимосвязи мартенситных превращений в сплавах Ре-ИМбИАп.

- 19 -ВЫВОДЫ

Использование физически обоснованного варьируемого параметра размерных изменений и методика решения задачи теоретического (феноменологического) описания кристаллографии с<'-мартенсита, учитывающая принципиальную возможность двух механизмов превращения, и , привели к следующим результатам:

1. Впервые получено теоретическое описание формоизменения при образовании ос'-мартенсита, соответствующее имеющимся экспериментальным данным.

2. Доказано существование и установлены физические условия получения тождественных решений для механизмов превращения

и

3. Теоретическое рассмотрение подтверждает и конкретизирует изложенные в разд. 2. 4 представления о характере взаимосвязи

Ь и «'фаз при мартеиситных превращениях в сталях с ниикой ЭДУ аустенита.

4. Полученные теоретические параметры формоизменения обеспечивают необходимые условия для изучения закономерностей деформационных мартеиситных превращений в сталях с низкой ЭДУ аустенита.

Материалы главы 3 опубликована в статьях (14, 15, 181.

Глава 4. Влияние внешней нагрузки на образование мартенсита и . формирование структуры в нестабильных при деформации сталях с низкой энергией дефектов упаковки'аустенита. Изложенные в данной главе материалы получены в ходе выполненного в Проблемной лаборатории металловедения УПИ комплексного исследования, включавшего параллельное изучение концентрационных и температурных зависимостей изменения фазового состава, механических свойств и закономерностей формирования структуры при деформации аустенитных и двухфазных (£ + £) в исходном закаленном состоянии сталей из основе системы Ре-Мп-Сг-С. Рассмотрены преаде всего и главным образом результаты исследования структурных проявлений деформационных мартеиситных превращений (ДШ), в получении и интерпретации которых роль автора Сь^ш. определяющей.

В отличие от ранее проведенных исследований выбор составов сталей (он позволил охватить все принципиально возможные

соотношения относительной стабильности у , I и <* -фаз), способа нагружения (одноосное растяжение) и метода изучения структуры (электронная микроскопия тонких фольг, перпенидику-лярных оси растяжения, с последующей аналитической обработкой экспериментальных данных) обеспечили возможность получения для всего спегара сталей с Шккой ЭДУ аустенита сопоставимой и прддащэйся систематизации информации о процессах ДШ. 4.1. Фа&овые и структурные изменения при деформации аустенит-

ных и двухфавных (# + £) сталей с деформационным у^г Е

превращением.

В, отличие от достаточно детально изучавшегося процесса формирования единичной ¿-пластины при деформации сталей с низкой ЭДУ аустенита, ко времени постановки нашей работы отсутствовала столь же качественная проработка вопросов струк-турообрааования и развития деформационных процессов, связанных с возможностью ДШ ^ дг £ в эустенитных и двухфазных £.) сталях. Информация по этим вопросам представлялась нам принципиально необходимой не только для рассмотрения разнообразных аспектов деформационного поведения сталей, обусловленных ДШ рз £, но также и как база для последующего изучения более сложных закономерностей ДМР в сталях, г£Э наряду с t ео8няка-ет и деформационный еС' -мартенсит.

Изучение закономерностей ДМП , не осложненного па-

раллельным образованием ы.'-мартенсита либо присутствием в ста ли ¿.-фазы уже после закалки, было выполнено на стали 30Х12Г23 (Цд~20°С, Ын «-196°С). Проведенное исследование позволило в основы« чертах описать зти закономерности, к числу которых относятся:

!. Формирование ухе на относительно ранних стадиях деформации пакетов плоскопараллельных пластин, которые в обдем случае представляй- собой смесь тонких пластин £ -фазы, и у-двойников с габитусом Ш1>„, где соотношение фазовых и структурных составляющих определяется прежде всего температурой и зависит, особенно на ранних стадиях, от степени деформации. Количество ориентировок таких пакетов в пределах конкретного аустенитного верна, а также их абсолютные и относительные размеры по нормали к плоскости габитуса определяются величиной (и соотношением величин) максимальных факторов Шида для сдвигов

- 21 -

<211 в соответствующих плоскостях < 111

2. Локализация сдвиговых процессов в пределах прежде всего крушшх ( $ + £)-пакетов, наиболее благоприятно ориентированных для сдвигов <111>х <211>г под действием приложенной внешней нагрузки, где имеют место многостадийные сдвиговые процессы, лишь первым из которых является ДМП ¡^ —' Результаты исследования структуры после двухступенчатой (при -50 и +20°С) деформации образцов стали 30Х12Г23 доказывают возможность дальнейшего превращения £ (¡СА -двойник в у ), а благоприятная ориентация параллельных (для действующего ОС ¿"/¿) плоскостей сдвига ШП?|Н001)£|1Ш1}^ позволяет предполагать вероятность многократных последовательных (и циклических) превращений ¡Г—... . не сопровождающихся значительным ростом плотности дефектов (и, соответственно, деформирующих напряжений) вплоть до значительных степеней деформации. Реализация такой схемы, очевидно, затрудняется при пониженных температурах (при стабилизации £ - фазы), где могут развиваться альтернативные сдвиговые процессы, не связанные с деформационными фазовыми превращениями £, .

3. Сохранение в промежутках между (¡¡*£)-пакетами относительно слабо деформированного остаточного аустенита, не претерпевающего ДМП у -»- £ вплоть до предельных степеней пластической деформации, что является прямым следствием описанной выше локализации сдвиговых процессов. ^ £

4. Установление для каждой температуры ниже Мд с повышением степени деформации динамического равновесия превращений & и

и соответствующего "равновесного" фазового состава, который остается неизменным в ходе последующей деформации. При повышении температуры равновесие нарушается материал оказывается "пересыщенным" деформационной £-фазой, количество которой снижается до нового равновесного уровня. Аналогичный эффект пересьвцеиия объясняет, очевидно, и наблюдавшееся уменьшение количества ¿-фазы в ходе деформации при повышенных температурах двухфазных (й+£) в исходном состоянии сплавов типа Г20. При этом доказанным структурным проявлением превращения при дефор-

мации является образование аустенита двойниковой (по отношению к исходной) ориентации, а высказывавшееся в литературе предположение о линзовидном деформационном ревертированном аустени-

те не подтвердилось.

5. Развитие в большей или меньшей степени процесса деформационного двойникования ГПУ £-фазы, который обнаружен нами не только в двухфазных ($ + £), но и в аустенитньа после закалки сталях. Двойникование £-фазы обеспечивает, в частности, возможность небаансных сдвигов в местах стыка £-пластин различных ориентировок. Установлен факт существования в сталях двух типов двойников: преобладающими являются двойники типа {1012}fc, а<двойники типа {1011Ь наблюдаются лишь при приближении температуры деформации к Ац 8 . Для двойников {101 l>tпоказана свявь их возникновения с инициируемой внешней нагрузкой системой сдвига <1Ш, <§11>S по плоскости {111)*, пересекающей габитус первичной ¿-пластины. Чая двойникования {1012>ь подобной связи с конкретной системой сдвига в аустенитном аерне не выявлено, но проведенный кристаллографический анализ и в этом случае свидетельствует с существенной инициирующей роли сдвиговых процессов в окружающем ¿-пластищ аустените. 4.2. Фазовые и структурные изменения при деформации аустенит-аых и двухфазных (£+£)-оталей с деформационным л'-мартен-ситом.

Достаточно общее решение комплекса вопросов, принципиально важных для понимания общих акономерностей ДМП и их роли в формировании структуры и механических свойств сталей с. низкой ЭДУ аустенита было получено нами при исследовании нестабильных аустенитных сталей на основе системы Fe-Mn-Cr. Благоприятными предпосылками для проведения нашей работы служили прежде всего два фактора. Первый - наличие достоверного теоретического описания формоизменения при образовании мартенсита (см. гл. 3), что обеспечило возможность как термодинамического (энергетического), так и кристаллографического (микроструктурного) анализа взаимосвязи возникновения конкретных ol'-кристаллов с внешней нагрузкой и вызываемыми ею сдвиговыми процессами. Второй - возможность на сплавах данной система путем варьирования в определенных пределах содержания лишь одного злемента (марганца) эффективно влиять на относительную стабильность главны, обрааом одной из фаз (ot). В частности, для исследованной нами серии сталей, содержащих ~0,3%С и 12-1БХСг, уменьшение содержания марганца от 23 до 9Z сравнительно слабо

влияло на ДМП (так, температуры МА сталей 30X12F23,

30Х15Г16 и 30Х13Г9 соответственно -20, ~45 и ~85°С), но в широких пределах изменяло стабильность сталей по отношению к образованию мартенсктной с*, -фавы (от практически полного отсутствия деформационного л-ыартенсита в стали 30X12123 до высокой интенсивности его образования и специфической кинетики деформационного превращения аустенита в стали 30Х13Г9). Это обеспечило возможность систематического рассмотрения влияния относительной стабильности фаз на основные характеристики ДМП.

Систематизация представлений о закономерностях образования деформационного ос-мартенсита в аустенитных сталях с ДМП

позволила последовательно рассмотреть и более сложную (в силу двухфазности исходного состояния, задачу развития ДМП ¡¡• + £-*£,ot' в сталях типа F20.

Развитие ДМП у—формирование деформационной структуры .сталей. Проведенное параллельно рентегенографическое и электронно-микроскопическое исследование позволило установить основные особенности изменения фазового состава и структуры сталей с ДМП д--*•£,<*'на последовательных стадиях деформации при температуре ниже Мл.

Выло показано, в частности, что возникаквди при относительно небольших удлинениях структура стали 30Х15Г16 практически идентична наблюдавшейся в стали ЗСШ2Г23: определяющее эту структуру интенсивное у-»- £ превращение в обоих случаях развивается главным образом вследствие сдвигов <211>я в соответствии с величинами факторов Шмида. Последующие деформационные процессы развиваются, таким образом, в однотипных, существенно неоднородных и кристаллографически упорядоченных структурах, в которых ГПУ fc-фева с присущей ей анизотропией базисных и небазисных сдвигов ориентирована благоприятно для сдвигов в базисной плоскости, а деформация аустенита все более затрудняется его фрагментацией. В стали 30Х12Г23 на этой стадии деформации отмечались последовательное снижение интенситв-вости прироста количества £-фазы и возможность циклических превращений I у— ..., а в стали SOXIBm -

качественно подобное наблюдавшемуся в 30Х12Г23 снижение интенсивности превращения аустенита (то есть, и интенсивности "лидирующего" % -*■ £. превращения) и повышенная интенсивность

образования ос-мартенсита. Дальнейшая деформация приводит к стабилизации количества остаточного аустенита, так что наблюдаемое на этой стадии и вплоть до разрушения образцов снижение доли Ъ и рост количества .ос'-мартенсита связано главным образом с процессом под действием сдвигов вдоль С111) 8II (001)£ и альтернативным процессу • • • в более стабильной к ос'-мартенситу стали ЭСШ2ГСЗ. Характер-' нае для промеуточных степеней деформации высокая интенсивность образования ы '-мартенсита может быть обусловлена не только £г*-«^ превращением, но и возникновением о<^-кристаллов на пересечениях пластин £ -фазы. Помимо типичной реечной, в стали 30X15Р16 была обнаруяена специфическая морфология <*''-мартенсита - "массивный" мартенсит, с появлением которого при низких температурах (-£-100°С) и предельных деформациях могут ассоциироваться макроскопические проявления хрупкого разрушения (поперечный излом и отсутствие шейки на разрывных образцах), не характерные для стали 30X12Г23 во всём исследованном температурном диапазоне, а для стали 30Х15Г1П - при более высоких температурах деформации.

- " Снижение содержания марганца при переходе от стали 30X16Г16 к 30Х13Г9 приводит не только к количественному <в тйм числе - к увеличению интецсйвности образования <х'-мартенсита), во и к качественному изменению кинетики ДМП у-- <£,<*', которое наиболее отчетливо проявляэтся в отсутствии характерной для стали 30X15Г1 б (и стали 30Х12Г23) тенденции к стабили-вации некоторого количества остаточного аустенита на соответствующих стадиях развития ДМП. При общем подобии процесса формирования структуры на последовательных стадиях деформации, для стали 30X1ЗГ9 были выявлены некоторые специфические особенности: снимание (по сравнению с 30X15Г16) стабильности аустенита по отношению к образованию деформационных мартенситных фаз обусловило формирование более дисперсной структуры; более характерной становится блочная (а не реечная) форма ос -кристаллов, что при повшениых степенях деформации приводит к морфологии, подобной, по-видимому, "массивному" о^'-мар-тенситу в стали 30Х15Г16, где он наОлддаЛся лишь при низких »емлературах и предельных степенях деформации; в структуре стали 30X1ЗГ9 биш обнаружены сх'-кристаллы двойниковых ртно-

сительных ориентировок, которые не возникают в стали ЗОМБИ6.

Деформационный с-'-мартенсит в структуре двухфазных (г+е) сталей типа Г20. Характерным для сталей типа Г20 является возникновение ©«.'-кристаллов в связи с пересечением пластин £ -фаза Как и в аустенитных сталях, наряду с единичными или группами идентично ориентированных о/-кристаллов в £ -пластинах формируются комплексы ос-кристаллов различных ориентировок, но двойниковых относительных ориентация обнаружено не было. В нв-поредственной близости к <*'-кристаллам могут возникать и £ -двойники.

Цри кристаллографическом анализе экспериментального материала была установлена возможность значительной аномалии ОС

, связанной с поворотом кристаллической решетки дефор-1.<ационного о«.-кристалла вокруг нормали к параллельным плотно-упакованным плоскостям на углы до ~20-25°, и являнцрйся, вероятно, следствием сдвигов в исходной ¿-пластине. В аустенитных сталях с деформационной ¿-фазой подобной аномалии ОС не наблюдали.

Габитус кристаллов деформационного ос-мартенсита. С использованием разработанной оригинальной методики, которая 'может рассматриваться как электронно-микроскопический аналог двух-аооскостного металлографического метода индицирования плоскостей, был определен габитус деформационного с*'-■мартенсита, соответствующий стадии возникновения ос'-кристаллов. Найденный экспериментально габитус, а также ОС практически сов-

падают с определенными теоретически (гл. 3), что служит веским подтверждением правомочности использования прочих расчетных результатов (прочих параметров формоизменения) для анализа причин возникновения кристаллов деформационного ос'-ыартенсита в сталях с нивкой ЭДУ аустенита. Кроме .того, наблюдаемые отклонения следов габитуса крупных с*-кристаллов от расчетного положения следа найденной плоскости габитуса позволяют оценить величину сдвигов в пластине £-фазы для соответствующих стадий деформации.

Закономерности образования деформационного ос7-мартенсита в метастабильных аустенитных и двухфазных (¡¡ч-£) сталях. При рассмотрении данного вопроса использовали два подхода к проблеме во8ни)шовения кристаллов деформационного мартенсита -

терш динамический и кристаллографический. Роль термодинаш-ческого фактора оценивали в рамках подхода Нателя-Козна, вычисляя и сопоставляя ориентационные коэффициенты (10 влияния внешней нагрузки ва формоизменение при образовании мартенсит-ных кристаллов всех возможных в конкретном зерне аустенита и/или пластине £-фазы ориентировок. Роль кристаллографического фактора оценивали, вычисляя и сопоставляя величины факторов Шила (Г) для систем сдвига {Щ^<211>у в сочетании со структурными наблюдениями соответствующих участков тонких фольг, что позволяло, во-первых, надежно выделять пластины £-фазы, образовавшиеся в поликристаллических образцах аустенитных сталей непосредственно под действием внешней нагрузки, и рассматривать сх.-кристаллы именно в таких пластинах, а во-вторых -устанавливать "действующую" в каждом конкретном случае систему сдвига Ш1>х <211>х с максимальным Р, которая мокет рассматриваться (и рассматривалась в литературе) в качестве системы инициирующего сдвига при кристаллографическом подходе к анализу условий образования ос'-кристаллов.

Ш соотношению ориентировки возникающего л -кристалла и "действующей" системы сдвига Ш1>х<211>у в исходном аустените при анализе экспериментальных данных могут быть идентифицированы три типа о»/-кристаллов. К типу I относили те из них, для которых "действующему" направлению сдвига по плоскости (111)у I/ (011)^, соответствует (по Бейну и ОС Цурдюмова-Зак-са, К-3) направление ±[311]«' , к типу П - о«.'-кристаллы, для которых аналогичное направление ±С311}0</ (по Бейну) или ±12113^ (по К-3), к типу ТП - для которых "действующей" системе соответствует система (011)ЛДОШЫ/ (все индексы указаны для принятого в работе стандартного варианта ОС). Пару двойниково ориентированных «'-кристаллов могут образовывать либо кристаллы типов Т и ГП, либо два кристалла типа П. Иные сочетания к двойниковым относительным ориентировкам деформационного ос'-мартенсита не приводят. '

Кристаллографический анализ экспериментального материала показал, что при деформации аустенитной стали 30X16Г16 в пластинах £-фазы образуются главным образом ы -кристаллы типа 1. Доля с*.'-кристаллов типа Ц не превышала 5%, кристаллы типа ГД отсутствовали полностью. Последний факт однозначно

свидетельствует о неприменимости наиболее широко используемой кристаллографической модели Богерса-Бюргерса для случая образования деформационного о('-мартенсита, по крайней даре если предполагается (как это и делалось в опубликованных исследованиях), что возникновение ы'-кристаллов обусловлено действием системы сдвига (111)» <211>v, с максимальным F, сдвиг по которой приводит и к появлению первичной Ь -пластины.

Рассмотрение тех же исходных данных с позиции термодинамического подхода выявило следующие основные закономерности: а) в пластинах деформационной £-фаэы образуются те ориентировки «'-кристаллов типа I, для которых параметр К имеет наибольшие или близкие к ним положительные значения; б) для образования с*'-кристаллов типа И положительные и существенные значения К являются необходимым, но не достаточным условием; в) во всех случаях, когда возникают .о».-кристаллы типа Т, значения К отрицательны для двзйниково ориентированных к ним «Х-ориентировок типа Ш (в стали ЗСШ5Г16 таких -кристаллов обнаружено не было).

Исследование стали 30X15Г16 показало, таким образом, что имеются два фактора, позволяющие систематизировать представления о аакономерностях образования деформационного и-мартенсита. Первый, кристаллографический, связывает возможность и вероятность возникновения конкретных ориентировок Ы '-кристаллов с действующей при образовании соответствующей ¿-пластины системой сдвига (Ш^ЗШу в аустените. Второй, термодинамический, обусловливает возникновение тех "предпочтительных" (согласно первому фактору) ос -ориентаций, для которых К имеет достаточно большие положительные значения.

Для стали 30X1ЗГ9д как и для 30Х16Г16,' наиболее характерны с* -кристаллы тига у которым соответствуют повышенные положительные значения К. Принт'чпирпьным отличием ДМП в этих сталях является появление в 8. -пластинах стали 30Х13Г9 двой-никово ориентированных с*'-кристаллов типа Т и Щ, причем н в этих случаях значения К были положительны и, как обычно, достаточно велики для <х-кристаллов типа Т и отрицательны для Ы -кристаллов типа Щ. Таким образом, было установлено, что обусловленное снижением содержания марганца в стали повышение относительной стабильности о<-фазы приводит к возможности воз-

никновения в ходе ДМП таких ос'-ориентировок, появ-

ление которых внешней нагрузкой непосредственно не стимулируется, а напротив, поскольку К<0, должно подавляться.

Представленное в работе рассмотрение основных относящихся к обсуждаемому вопросу литературных данных доказывает справедливость установленных наш. при .¿сследованиях аустенигных сталей на основе системы Fe-Vh-Cr закономерностей образования деформационного с*'-мартенсита и для аустенигных сталей на основе системы Fe-Cr-Nl, а следовательно - общий характер выявленных закономерностей для всей группы сплавов железа с низкой QJW аустенита и ДШ

Проведенное нами исследование показало, что те же закономерности в значительной мере справедливы и для двухфазных (jf+t) после аакалкк сплавов типа Г20. Так, в 6-пластинах, габитус которых не параллелен оси растяжения,ч наиболее распространены деформационные с*/-кристаллы типа Т., доля кристаллов типа П не превышала 10%, а кристаллов типа ТП, характерных только для сплавов с пониженной стабильностью по отношению к ОЦК-фазе, в сплавах типа Г20 обнаружено не было. Следовательно, выявленный для аустенитных сталей кристаллографический фактор, связывающий возникновение конкретных ос'-ориентировок с "действующей" системой сдвига типа ПШ^ <211>^, играет, очевидно, сходную роль и в образовании ос'-кристаллов при деформации сплавов, содержащих ¿-фазу ь исходном состоянии. Аналогичной установленной для аустенитных сплавов была в большинстве случаев и роль термодинамического фактора- б пластинах £ -фазы возникал», главным образом те ос-ориентировки, для которых параметр К имел наибольшие положительные значения. Однако для части ос'-кристаллов (<10%) было обнаружено нарушение соответствия возникших при деформации кристаллов максимальны значеииям К. Рассмотрение соответствующих экспериментальных ситуаций привело к выводу, что "аномальные" (по К) о(-кристаллы возникают в тех случаях, когда затруднена пластическая деформац металла вследствие блокировки сдвигов пластинами £-фааы, произвольным (в сплавах типа F20) образом ориентированных по отношению к внешней нагрузке. В этих условиях образование "аномальных" сч -кристаллов может являться способом релаксации напряжений ь местах пересечения ¿-пластин различных ориентиро-

вок, не требующим значительной локальной пластической деформа ции.

Взаимосвязь сдвиговых процессов в пересекаюцяхся плоскостях <111>у||{001>£ и образование с*.''-мартенсита при деформации сталей с низкой ЭДУ аустенита В отличие от ранее предпринимавшихся попыток,наше рассмотрение данного вопроса опиралось, во-первых, на полученную в эксперименте информацию о характер ных системах сдвига, инициируемых внешней нагрузкой ("действующих" системах) в случаях аномальных (по значениям К) и нормальных деформационных ос'-кристаллов типа I (оф, П (а¡¡), а во-вторых, на результаты теоретического описания формоизменения при образовании ос'-кристалла в сталях с низкой ЭДУ аустенита (см. гл. 3). Для каждого из типов л'-мартенсита определяли величины сдвигов по характерным действующим системам сдвигов, удовлетворяющие реально существующему условию сохранения сплошности материала & местах возникновения ос -кристаллов: варьируя величины сдвигов, минимизировали различие матриц ЕКр и Есл, , описывахвдих формоизменение при образовании ос-кристал ла и суммарное формоизменение в результате сдвигов в пересекающихся плоскостях illl>y!l i001>t соответственно.

Реализация описанной процедуры и последуюпря обработка полученных результатов позволили установить следующее.

1. Общей чертой нормальных <Xj и ot£ -кристаллов является отсутствие необходимости (с точки зрения сохранения сплошности материала) в сдвигах, противоположных действию внешней нагрузки. Формоизменение, обусловленное образованием о( -кристаллов, "вписывается" в качестве последовательного звена в сдвиговой механизм пластической деформации под действием внешней нагрузки. Этот результат согласуется с описанным выше действием термодинамического фактора при возникновении нормальных с*'-кристаллов.

2. Суммарный эффект сдвигов в плоскости <111)„ II (001), одинаков

/ / J С.

для кристаллов otj и ыГ1. в обоих случаях он эквивалентен сдвигу (Ш)у [112]х величиной -0,05. Следовательно, наблюдаемое значительное различие в частоте образования деформационных ос j и кристаллов должно объясниться не различиями сдвигов по плоскости (111)^11 (001) v Полученной системе .эквивалентного сдвига соответствуют относительно малые значения фактора Шии-

Да, а сам сдвиг»может Сыть реализован лили, в решетке £-фазы или у-двойника с тем же габитусом (1И)у (Йдл)-

3. Наблюдаемое в сталях с низкой ЭДУ аустенита существование двух типов нормальных деформационных оС -кристаллов («.£ и связано с существованием двух качественно неэквивалентных вариантов сдвигов по "пересекаюпрй" плоскости сдвига 1)у|1(001)£ о^-кристаллам соответствует максимальное инициирование внешней нагрузкой сдвига в направлении ШЙ^., которое может быть направлением сдвига в решетке исходного аустенита и приводить, в частности, к деформационным процессам у-* Хьг '» ^¿-кристаллам соответствует максимальное инициирование внешней нагрузки сдвига в направлении [121]^ , который может быть реализован лишь в решетке tL иди , но не может приводить к превращению £2, • Обнаруживаемое экспериментально безусловное преобладание а ¿-кристаллов является количественным проявлением указанной выше неэквивалентности двух вариантов сдвиговой деформации, сопровождайся образование нормальных деформационных «'-кристаллов в сталях рассматриваемого типа. Шньшая доля «х п-кристаллов ассоциируется с необходимостью для их возникновения сдвигов в £ -фазе или у-двойниках.

4. Деформация формы при образовании аномальных сХ-'-крист-алов противоположна сдвиговому формоизменению в окружающем материале, которое может быть вызвано внешней нагрузкой. Это свиде--тельству^т о взаимной компенсации сдвигового и " ос -мартенсит-ного" формоизменений, что уменьшает суммарную локальную пластическую деформацию.

Деформационниа мартенситные превращения и механические свойстьа нестабильных аустенитных сталей с нивкой ЭДУ аустенита- Установленные закономерности ыартенситных превращений при охлаждении и деформации в сочетании с полученными Немнровскиы Ы. Р. и Рудаковым А. л. количественными данными об изменении фа-вового состава и механических свойств при растяжении сталей Ре ~0,32С-(9~23)%№у-(12-1Ь)ХСг позволили сформулировать ряд выводов о взаимосвязи различных . характеристик механических свойств и ДШ1 в нестабильных аустенитных сталях с низкой ЭДУ аустенита В представляемой работе обсуждаются главным образом концентрационные и температурные зависимости характеристик пластичности, дуфорышдаонного упрочнения и разрушения, иитерп-

ретация которых в значительной степени связана с выявленными особенностями ДМП . Утверждается, что фага ром, оп-

ределяющим общий вид этих зависимостей, яв; ется склонность сталей к развитию в них автокаталистических по своей природе процессов в ходе ДМП. Обоснование этого вывода и иллюстрация его эффективности на примере исследованной серии нестабильных аустенитных Ге-С-Мп-Сг-сталей основывается на представленном в работе рассмотрении проявлений и особенностей автокатадитизма в сталях с низкой ЭДУ аустекита, согласно которому, в частности: а) ввтокаталитизм в сталях рассматриваемого типа может определяться инициирующей ролью как £ , та и ^/-мартенсита, причем роль лидера в процессе развития мертенситного превращения может переходить от одной из этих фаз к другой; б) появление при ДМП Х^Ь'*' Двойниковых ^'-ориентировок (сталь 30Х13Г9), однозначно доказывающее возможность автокаталитизш не только при охлаждении, но и при деформации стаяей, следует квалифицировать как предельный случай автокатадитизма при ДМП, поскольку внешняя нагрузка не только не оказывает непосредственного позитивного влияния, но даже препятствует возникновению одной из двойниковых ориентировок; в) при ДМП существуют разнообразные "промежуточные" варианты автокатадитизма, реализующие рассмотренную в главах 2, 4 взаимосвязь процессов образования мартенситных £ и л'-фаэ. Модифицирующее влияние автокатадитизма на деформационное поведение сталей определяется прежде всего следующими "факторами: а) интенсификацией процесса ДМП и соответствующим ростом интенсивности упрочнения; 0) повышением дисперсности структуры вследствие дополнительной фрагментации аустенитных верен автокаталитическими (в большей или меньшей степени) пластинами Е-фавы; в) ростом локальных внутренних напряжений как за счет избыточной свободной энергии авгокаталитических мартенситных кристаллов, так и вследствие блокирования ими оптимальных путей пластической деформации в направлении действия внешей нагрузки, что ведет к охрупчиванию стали; г) снижением получаемой эа счет ДМП (при неизменной полноте превращения) степени пластической деформации в направлении действия внешней нагрузки.

Для исследованных Ге-Мп-Сг-С- сталей с ДМП £ где

варьированием содержания марганца от ~9 до ~23Х достигалось превде всего изменение в широких пределах относительной стабильности <*/- мартенсита, учет фактора автокаталитизма и его особенностей позволил последовательно объяснить наблюдаемые концентрационные и существенно различащиеся температурные зависимости относительного удлинения и сужения, характера упрочнения и разрушения сталей при температурах ниже Учет этого фактора представляется принципиально ванным для прогнозирования и оценки работоспособности нестабильных аустенитных сталей в конкретных условиях эксплуатации.

выводы.

Проведенные систематические исследования фазовых и структурных изменений при деформации нестабильных аустенитных и двухфазных (¿"+£) сталей на основе системы Ре-Щ, в хом которых были установлены или конкретизированы морфологические и кристаллографические особенности деформационных шртенситных превращений ¡Г-* ^} » приведи к

фо^даройанив достаточно детальной и в то же время целостной картины закономерностей ДМП в сталях с низкои ЭДУ аустенита. К числу основных полученных результатов относятся:

1. Аргументированные предстг&лзиия о деформационных процессах и последовательных стадиях фарыироваши структуры в нестабильных аустенитных сталях с ДШ С и

2. Доказанный факт локализации сдвиговых процессов в пакета:: (у+6)-пласт1Ш, возиэйзюсть циклического £ -*- &т.. превращения и установление динамического равновесия превращений у-» £ и Ь , которым и определяется наблюдаемое дея какдой температуры предельное количество £ -мартенсита в сталях с ДШ & .

3. Обнаружение двух систем деформационного двойникавоаия ГШ £ -шртеисита в сталях, анализ условий возникновения и роли £-двойников в деформационных процессах.

4. Определение габитуса деформационного о</-мартенсита на на-чгоьдых стадиях формирования шртеиситных кристаллов, что позволило оценить роль последующей деформации и доказать правомерность испольвования результатов теоретического определения вараы&тров форшизменения для анализа закономерностей образо-ьання ы.''кристаллов при деформации сталей рассматриваемого

типа.

Б. Обнаружение и интерпретация аномалии ориеитационного соотношения.

6. Установление роли термодинамического и кристаллографического факторов в возникновении конкретных ориентировок л'-кристал-лов при деформации аустенитных и двухфазных (у+£) сталей. Создание классификации деформационного cv'-мартенсита Доказательство справедливости выявленных закономерностей не только для исследованных автором сталей на основе системы Fe-bfrv-Cr-C, но и для сталей с низкой ЭДУ аустенита системы Fe-Cr-Ni.

7. Решение вопроса о взаимосвязи образования кристаллов - мартенсита и сдвиговых процессов в пересекающихся плоскостях tliDg-. Ь. Развитие представлений об автокаталитизме при ДМП в сталях

с низкой ЭДУ аустенита и использование этих представлений для объяснения концентрационных и температурных зависимостей механических свойств сталей.

Учет установленных специфических особенностей процессов ДМП в сталях с низкой ЭДУ аустенита необходим и был реализован при рассмотрении (критической оценке) имеющихся вариантов количественного описания кинетики ДМП, а также при описании в общем виде закономерностей влияния легирующих элементов на ДМП в сталях.

Нагериалы главы 4 опубликованы в статьях С9, 11-13, 16-23, 25] и монографии С313.

Глава 6. Исследование закономерностей мартенситных превращений в сталях с {522>^ -мартенситом. Рассмотрение в данной работе некоторых вопросов, связанных с образованием в аустените а-мартенсита с габитусом <Б22>у, обусловлено двумя обстоятельствами. Во-первых, область составов сталей, в которых в результате ¡¡'-»•(X превращения при охлаждении иди деформации возникает (522^-мартенсит, непосредственно примыкает к области составов сталей с нивкой ЗДУ аустенита - основному объекту исследований аЕтора. Во-вторых, проводимые в Проблемной лаборатории металловедения УПИ работы по повышению износостойкости аустенитных сталей па основе системы Fe-kfri-Cr-C за счет эффекта деформационной нестабильности аустенита и потребности выяснения общих закономерностей

Д1Ш в сталях стимулировали расширение сферы исследований ш область сталей с 4 Б22>у -мартенситом. Специфической особенное« исходной ситуации являлось наличие достаточно объемной экспериментальной информации, полученной к тому же весьма авторитетными группами исследователей, и сложности ее исподьвованш для достоверных суждений по интересовавшим нас вопросам. Поэтому основное содержание данной главы - дополнительный аналиг опубликованных ранее литературных данных. Б. 1 Формоизменение при мартенеитном <522>у-превращении в сталях с ~1ZC.

Необходимая для анализа закономерностей ДШ1 информация с параметрах формоизменения для <522}у-мартенситного превращения могла быть в принципе получена иа имеющихся в литературе экспериментальных данных для сталей Fe-fch-Cr-C С Jana, Wayman, 1970 г.) и Fe-Сг-С (Muddle, Krauklis, Bowies', 1976 г.). Препятствием к этому служили выявленная в эксперименте7 объемная аномалия (несоответствие подученного объемного эффекта сх превращения рентгенографическим данным о параметрах кристаллических решеток)и широкий разброс направлений макросмещгния (до -40°). Принципиальный характер этих аномалий отмечался и обсуждался в дальнейшем (SandviK, ' Vaymn, 1983 г.), но объяснения ,не получил.

Проведенный нами анализ данных Jana и др., Muddle и др. показал следующее: а)объемная аномалия связана с действием побочных факторов и не свидетельствует, соответственно, об отклонении от деформации с инзариантной плоскостью при рассматриваемом типе мартенситного превращения; б) свободная поверхность оказывает закономерное влияние на параметры формоизменения при (522>у-превращении, чем может объясняться наблюдаемый экспериментально разброс направлений макроемещэния; в) роль свободной поверхности в первом приближении аналогична воздействии на мартенситное превращение внешней нагрузки (в боль-иинстве случаев - сжимающей) по нормали к этой поверхности. Результаты анализа свидетельствовали о с умствовании и в случае -1522)^-превращения характерных (единообразных) параметров формоизменения, которые могут бить получены, например, усреднением экспериментальных данных, а также о возможности существенного влияния на формоизменение сжимающих напряжений, что

следует уч>.гнвать при изучении закономерности ДШ y-v о(. 5.2. Соотношение роли термодинамического и кристаллографического факторов при ДМП у оС в сталях. Sato A., Kato Kl, ítorl T. (1976, 1977, 1980 г. Г. ) И Утевский JL IL , ПанковаМ.Е, Ройтбурд А. Л. (1979, 1984, 1985 г. г. ), авторы наиболее детальных исследований данного вопроса, пришли к противоположным выводам о соотношении роли кристаллографического (на основе модели Богерса-Еюргерса для перехода ос ) и термодинамического (в рамках подхода Пателя-Козна) факторов при ДШ ^ -*■ ос . Принципиальней характер вопроса о контролирующем факторе (кристаллографическом согласно Sato и др. и термодинамическом - Утевский и др. ) для всей проблематики ДМП в сталях и наличие достаточно объемной экспериментальной информации сделали целесообразной и практически осущэстви-№й попытку поиска резервов аргументации в пользу одной из двух точек зрения путем дополнительного анализа опубликованных литературных данных.

Проведенное с использованием усовершенствованной методики (см. разд. 1.7) и результатов раздела 5.1 рассмотрение литературных данных показало, что а) определяющую роль при ДМП как в сталях с {952}^ , так и с <522}^ оi- мартенситом играет термодинамический, а не кристаллографический фактор; б) при анализе закономерностей ДШ у-* с* под действием сжимающей нагрузки следует учитывать вероятность заметных отличий фактического формоизменения в условиях ДМП от формоизменения, соответствующего мартенситному превращению при охлаждении; в) роль сдвигов Ш1)^<211>у в ДШ у-* oí чоквт быть существенна при сжимающих нагрузках, но связана она, вероятно, с их влиянием на механизм деформации и субструктуру аустенита.

вывода

Анализ литературных данных о мсфтенситных превращениях в сталях с {522)у -мартенситом привел к следующим основным результатам:

1. Установлено, что наблюдавшийся экспериментально широкий разброс параметров формоизменения при образовании в ходе охлаждения ос -мартенсита с габитусом {522}^ является следствием влияния свободной поверхности и, соответственно, не свидетельствует об отсутствии для данного типа Ы -мартенсита еда-

нробразного формоизменения, существование которого необходимо для последовательного анализа закономерностей ДНИ 2. Показано, что влияние свободной поверхности на образование {522>£ -мартенсита при охлаждении в первом приближении аналогично влиянию внешней (сжимающей для большей части (X. -кристаллов) нагрузки, нормальной к этой поверхности, а С использованием корректной методики обработки экспериментальных данных доказано, что при ДМП % ** в сталях контролирующим является термодинамический фактор взаимодействия внешней нагрузки с формоизменением, характерным для того или ийого типа оС -мартенсита

Материалы главы 5 опубликованы в статьях (26, 30-32, 37] и монографии (31).

Глава 6. Исследование процессов деформационно-термического

упрочнения аустенитных сталей с низкой ЭДУ аустенита йа основе системы Ре-Ш-Сг-С.

К области аустенитных при охлаждении сталей с ДМП у-»- 6 непосредственно примыкает область составов предлагавшихся бандажных сталей на основе системы Ре-.Мп-Сг-С. Сложность исследования относящихся к теме нестоящей работы вопросов оценки фазовых и структурных изменений при холодной деформации сталей рассматриваемого диапазона легирования (0,5^0,55X0, 1Ш22Ш1, 4^12ХСг, От2ХМо) состояла в однотипности протекающих в них деформационных процессов и возникающих структур, а также в возможности появления малых количеств деформационного Ь-мартен-сита Поэтому наряду со структурными бьиш использованы физические методы исследования, причем количественными характеристиками при сопоставлении деформационной структуры различных сталей служили в ряде случаев изменения тех или иных свойств, вызываемые после деформационным отпуском. Полученная в подобных экспериментах информация полезна не только для оценки влияния состава стали на процессы при холодной деформации, но представляет и самостоятельный интерес для изучения специфических процессов отпуска (завершающа стадии упрочняющей обработки) в сталях рассматриваемого типа Б ходе работы выяснилось, что для достоверной интерпретации ряда эффектов, наблю-давашюя при отпуске Оамдгшшх сталей с помощью физических ме-

тодов, необходима информация об аналогичных экспериментах для сталей со значительным объемом превращеиля ^ -*■ Ь , что привело к соответствующему расширению сферы исследования, резуль-' таты которого представлены в данной главе.

6.1. Реэистометрические, дилатометрические и ¡калориметрические эффекты при £. превращении в немагнитных хромомарган-цевых сталях.

Информация об эффектах, обусловленных превращени-

ем, была подучена на стаяях 0Х13Г18 н 30Х12Г23, содержащих значительное количество ¿-мартенсита после охлаждения или деформации при пониженных температурах соответственно.

Проведенное исследование позволило установить следующие характеристики и проявления превращения при Петро-

ве (отпуск) хромомарганцевых сталей: а) превращение сопровождается эндотермически!» тепловым эффектом, величина которого . (-■10,5 Дж/г) слабо зависит от способа получения £-фазы (ва-алка или деформация); б) температурный интервал превращения шкет колебаться пределах от -40 до ~200°С в зависимости от способа получения £.-фазы и химического состава стали; в) пре-врапрние приводит к увеличению электросопротивления при кокаатной температуре на 2-ЗХ, а величина эффекта зависит от положения точки Нееля аустенита; г) характерная для углеродисты* сталей с деформационной ¿-фазой величина "аномального" дилатометрического эффекта при отпуске образцов после одноосного растяжения составляет ~0 IX на 10% превратившейся в аустенит £-фазы; д) корректное определение температуры начала превращения в аустенит деформационной 1-фазы осложнено влиянием побочных факторов и специфики применяемых экспериментальных методик.

6.2. Исследование процессов, протекающих при упрочняющей обработке немагнитных бандадньк сталей системы Ге-Ш-Сг-Мэ-С.

Структура сталей после деформации и отпуска Электронно-микроскопическое исследование показало, что структура всех сопоставляемых сталей после холодной деформации качественно подобна и типична для сталей с пониженной ЭДУ аустенита Характерны, в частности, субструктурная неоднородность в пределах эерна и значительные различия структуры соседних зерен аустенита, обусловленные реализацией нескольких механизме деформации и зависимостью процессов двойникования, образования протя-

женных ДУ и малых количеств £ -фазы от ориентации зерен по отношению к внешней нагрузке. Рентгенографически £ -фаза в сталях не обнаружена, а вероятность образования ДУ находится в пределах Зт5 х 10"3 . Отпуск при 350-400сС устраняет 6 -фазу и снижает до нуля вероятность ДУ, но не изменяет существенно общий вид структуры, определяемый главным образом деформационными двойниками и скоплениями нерсщепленных дислокаций в аустените.

Резистометрические (дй/й), дилатометрические (ь1/Ъ) и калориметрические (дСр) эффекты при отпуске сталей. В результате проведенных экспериментов для сталей исследованного типа был установлен общий вид зависимостей ¿К/Я, uVl, дСр от т мпера-туры последеформационного отпуска (^д ) и получены концентрационные зависимости (от содержания Мп, Сг, МЬ) наблюдаемых эффектов для выделенных по этим зависимостям характерных температурных интервалов. Помимо основного варианта исходного состояния (закалка плюс холодная деформация растяжением на 30-35%) в эксперименты по мере необходимости включали закаленные и/или деформированные при ЮСРС образцы, наряду с ратяже-нием использовали их осадку, а также частичную замену в стали марганца никелем, что повышало достоверность выводов о происходящих при отпуске процессах.

Влияние холодной деформации и последеформационного отпуска на внутреннее трение в сталях. Дяя исследованных сталей получены зависимости логарифмического декремента затухания колебаний (<У) от степени предварительной холодной деформации (угла закручивания У) и температуры последеформационного от- • пуска Для малых амплитуд колебаний (область АНЗВТ) зависимости линейны и количественно идентичны для всех сталей. Для повышенны:: шлитуд (АЗВТ) при качественном подобии имеются количественные различия зависимостей , определяемые изменением химического состава стали, а общий вид этих зависимостей (более или менее быстрый рс.г 8 с выходом на постоянное значение) отличается от описанных рздее и соответствует специфике деформационных процессов в сталях исследуемого типа. в отличие от зависимостей зависимости 8(иТп) могут быть существенно немонотонны. В частности, в области АЗВТ обнаружен не наблюдавшийся в сталях иного ^ипа максимум $ при

1^.пя;230-2Б0оС, величина которого для заданной амплитуды колебаний зависит от состава стали, а возможность существования - от степени предварительной деформации.

Процессы упрочняквдей обработки сталей. Шлученпыэ экспериментальные данные свидетельствуют о том, что интервал температур последеформационного отпуска рассматриваемых- сталей может быть разделен на подинтервалы с различным типом основного процесса, определяющего в значительной мере развитие (возможность) прочих процессов и характер наблюдаемых резисто-, дила-_ ю- и калориметрических эффектов отпуска, а также динамические характеристики суоструктуры, возникающей в результате упрочняющей деформационно-термической обработки сталей. Такими подий-тервэлами и соответствующими основными процессами являются: а) при Ь01п ¿150-170°С - перераспределение атомов углерода в деформационной структуре; б) при Ь^* 170-400°С - отжиг деформационных дефектов упаковки аустенита; в) при 10ТП >450-500°С - начальные стадии карбвдообразования н дальнейшее развитие этого процесса

ВЫВОДЫ.

Проведенное исследование процессов дефортционяо-тер|;я-ческого упрочнения аустенитных К4п-Сг-С-сталей с низкой ЭДУ аустенита, а такие выполненные в связи с потребностями этого исследования "калибровочные" эксперименты на сталях с мар-тенситным превращением ^ при 0Х-Еэаден!И й деформации

привели к следующим основные« результата!«

1. Установлены характерные величины калориметрического, дилатометрического и резистометрического эффектов обратного t-*X превращения при нагреве сталей с £. -мартенситом.

2. Установлен обфЯ вид температурных зависимостей и получена концентрационные зависимости ревисто-, дилато- и "калориметрического эффектов последеформационного отпуска аустенитных сталей в диапазоне, составов Ре-0,5т0,55%С-18*22»А1-4*12%Сг-СН2%)<Ь.

3. Для сталей исследованного типа установлен вид зависимости внутреннего трения от степени холодной деформащш и влияние на нее химического состава стали. Обпарунэна немонотонность зависимости внутреннего трения от температуры Последеформационного отпуска и концентрационная зависимость этого эффекта

4. На основании совокупности экспериментальных -данных дано

описание процессов деформационно-термического упрочнения сталей. Показано, что выявленные специфические особенности этих процессов обусловлены относительно низким уровнем ЭДУ аустени-та в условиях холодной деформации, а наблюдаемые температурные и.концентрационные зависимости измеряемых эффектов деформации и отпуска связаны с температурной и концентрационной зависимостью ЭДУ.

Материалы гла^ы 6 опубликован в статьях С 24, 27, 23, 34,

353.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Как следует из представленных материалов, основная решенная в данном исследовании задача - получение достаточно аргументированной общей картины фазовых и структурных изменений, происходящих пга охлаждении и деформации в сталях с низкой энергией дефектов упаковки аустенита и не связанных с термически активируемой диффузией металлических атомов. В связи с достигнутым в хо~" выполнения работы прогрессом в понимании процессов деформационных мартенситных превращений в сталях с низкой ЭДУ аустенита появилась реальная возможность удовлетворительного решения еще одной достаточно серьезной задачи физического металловедения - систематического изложения обаих закономерностей ДШ1 в сталях с различным типом о< -мартенсита, что потребовало выполнения дополнительных исследований ряда вопросов jf с* превращения в сталях с повышенной ЭДУ аустенита. Наиболее существенные конкретные результаты проведенных исследования могут быть сформулированы следующим образом.

1. Уточнена фактология и подучены ответы на ряд не решен- ' ных ранее или спорных вопросов развития мартенситных превращений при охлаждении и фазовых превращений при нагреве сплавов Fe-Kfri: • .

- достоверно установлены ориентационные jf/oi соотношения в сплавах с различным типом о< -мартенсита;

- впервые определен габитус кристаллов о<-мартенсита (<*-мартенсита в пластинах ¿.-фазы);

- доказано отсутствие эффекта уменьшения количества £.-фазы на последовательных стадиях мартенситного превращения при охлаждении;

- установлены действительные температуры обратного пре-

вращения при нагреве сплавов с двумя (£ ,оС.') иаргенсигнши фазами;

- дана трактовка диаграммы мартенситных превращэний, последовательно учитывают реальные условия образования £ и ос' мартенситных фаз в сплавах Ре-!,'л.

2. Впервые получено соответствующее зксперишнтальиым данным теоретическое описание кристаллографии ос'-иартенсита, на базе которого:

- доказано существование и установлены физические условия получения тождественных решений для ыеханизшв преврацэьия (¡¡•-)£->'ОС/ и

- кяшсретизированы представления о характере взаююсвязи у, Ь и ос-фаз при мартенситных превращениях в сталях с низкой 5ДУ аустенита;

- обеспечены необходимые условия для изучения закономерностей деформацНотшгх лартенатных превращений в сталях с низкой ЭДУ аустенита.

3. Проведены систематические исследования фааовж я структурных изменений при деформации аустенитных и двухфазных

(^ + £•) сталей на основе системы Ре-¡/л, а хода которых установлены ¡ш: конкретизированы ыорфологичесииз и кристаллограф!-ческие особенности деформационных гяртенептньгх превращений X Ь , у-* £,ог' , ¿.е«/. В частности

- аргументированы представления о деформационных процессах ц о последовательных стадиях формирования структуры в нестабильных аустенитных сталях с ДМП и ¿о'Л

- доказан факт локализации сдвиговых процессов в пакетах (£ + '<) -пластин, возмоз-шость циклического —£ —^од—• ■ пР-~ вращения и установления дииаляческсго равновесия превращен^;

и £ , которым и определяется набяюдаегае дгя кадой

температуры предельное количество £-ькртенсита в сталях с

^

- обнаружены две системы деформационного двойвикований ГПУ £ -мартенсита в сталях, проанализированы условия возникновения и роль 6 -двойников в деформационных процесса;:;

- экспериментально определен гаСит/с деформационного ©с'-ьэртея-сита на начальных стадиях формирования ызртенситных кристаллов;

- обнаружена и объяснена аномалия ориентационного' у, £/«' соотношения;

- установлена роль термодинамического и кристаллографического факторов в возникновении конкретных ориентировок сх'-кристаллов при деформации нестабильных аустенитных и двухфазных

сталей, предложена классификация деформационного п.-мартенсита, доказана справедливость выявленных закономерностей не только для исследованных автором сталей на основе системы Ре-Мп-Сг-С, но и для сталей с низкой ЭДУ аустенита системы Ре-Сг-Щ;

- решен вопрос о взаимосвязи образования кристаллов о£-мартенсита и сдвиговых процессов в пересекающихся плоскостях

- развиты представления об автокаталитизые при ДМП в сталях с низкой ЭДУ аустенита, показана эффективность их использования для объяснения наблюдаемых температурных и концентрационных зависимостей механических свойств сталей.

Полученные результаты приведи к формированию достаточно детальной и в то же время целостной картины закономерностей деформационных мартеиситных превращений в сталях с низкой анергией дефектов упаковки аустенита.

4. Рассмотрен вопрос о контролирующем факторе при деформационных мартенситных щ вращениях ^ ос . В результате проведенного анализа литературных данных

- установлен (Ьакг и определен характер влияния свободной поверхности на образование <б22>у-мартенсита;

- с использованием корректной методики обработки экспериментальных данных доказано, что при ДЫП <х в сталях контролирующим является термодинамический фактор взаимодействия внешней нагрузки с формоизменением, характерным для того или иного морфологического типа оС-мартенсита.

б. Проведено систематическое исследование процессов деформационно-термического упрочнения аустенитных Мп-Сг-С сталей с низкой ЭДУ аустенита. в ходе которого

- установлены характерные величины калориметрического, дилатометрического и ревистометрического эффектов обратного £-»■£' превращения при нагреве сталей с С-мартенситом;

- получены концентрационные зависимости аналогичных эффектов последеформационного отпуска аустенитных сталей в диапазоне

- 43 -

составов Ре-О,5тО, 55%С-18. ¿2Х\к\- 4И2гСг-0*2гМэ;

- для аустенитных сталей исследованного типа установлен вид зависимости внутреннего трения от степени холодной деформации, обнаружена немонотонность влияния температуры последе-формационного отпуска на внутреннее трение, показана закономерная концентрационная зависимость наблюдаемых эффектов:

- показано, что выявленные специфические особенности процессов деформационного упрочнения и последеформационного отпуска обусловлены.относительно низким уровнем ЗДУ аустенита в условиях холодной деформации, а наблюдаемые температурные и концентрационные зависимости измеряемых эффектов деформации и отпуска связаны с температурной и концентрационной зависимостью ЭДУ.

6. Значительная часть полученных в работе оригинальных результатов связана с развитием методов структурных исследований. К числу решенных методических задач относятся

- методика получения аналитического аппарата для описания ори-ентациояных соотношений при фазовых превращениях и двойняко-вании, а тага® конкретная реализация этой !«тодики в виде, оптимальном для исследований сталей с низкой ЭДУ аустенита;

- методы анализа мартенситной структуры, не требующие наличия остаточной исходной фазы;

- методика индицирования плоскостей и следового анализа при электронно-микроскопическом исследовании тонких фольг;

- методика оценки роли внешней нагрузки при ДМП в сталях.

Прикладное значение представленной работы определяется прежде всего двумя обстоятельствами.

1. Выполненные исследования позволили впервые (насколько известно автору) дать последовательное, единообразное и достаточно аргументированное изложение вопроса об общих закономерностях процессов деформационных мартенситных превращений в сталях, понимание которых полезно для успешного решения разнообразных задач использования эффекта деформационной нестабильности аустенита.

2. Сфера применимости предложенных методик не ограничивается, конечно, тематикой данного исследования, что. подтверждают, например, наши исследования яаропрочных сплавов ответственного назначения, где использование аналитического, ац-

парата описания ориентационных соотношений при анализе электронно-микроскопических данных позволило дать аргументированное

описание высокотемпературных процессов фазовых превращений.

Основные результаты работы изложены в публикациях:

1. Немировский КХ Р., Немировский М.Р. Матрицы ориентационных соотношений при фазовых превращениях и двойниковании // Заводе» лаборатория. 1975. Т. 41, N 11. С. 1347-1353.

2. Немировский Ю. Р., Немировский Ы. Р. Определение ориентационных соотношений при мартенситных ГВД-ОЦК превращениях в сплавах жалева, не содержащих остаточного аустенита // Физика металло; и металловедение. 1975. Т. 39, вып. 4. С. 782-786.

3. Богачев И. Н , Хадыев М. С., Немировский КХ Р. Мартенситные превращения в сплавах Ге-8-18Шг // Физика металлов и металловедение. 1975. Т. 40, вып. 4. С. 764-772.

4. Хадыев Ы. С., Немировский Ю. Р. Исследование мартенситных структур в сплавах железа с низкими энергиями дефектов упаковки аустенита // Применение в металловедении просвечивающей и растровой электронной микроскопии. К.: Знание, 1976. С. 156-162.

5. Немировский КХ Р., Немировский М. Р. Аналитический метод определения конкретных вариантов ориентационного соотношения I относительным ориентировкам кристаллов мартенсита // Заводска$ лаборатория. 1977. Т. 43, N 4. С. 452-455.

6. Немировский М.Р., Немировский Ю. Р., Хадыев Ы. С- Дифрактометри-ческое определение ориентационных соотношений при фазовых превращениях по относительным ориентациям кристаллов конечной фазы // Физика металлов и металловедение. 1977. Т. 43, вып. 1, С. 63-69.

7. Богачев И. Е , Немировский КХ Р., Немировский М. Р., Хадыев № С. О дилатометрических эффектах при мартенситных превращениях

в сплавах железо-марганец // Физика металлов и металловедение. 1977, Т. 44, вып. 3. С. 542-546.

8. Немировский КХ Р. Относительные ориентаци! кристаллических . решеток при двойниковании ГПУ-металлов // Заводская лаборатория. 1979 Т. 45, N 6. С. 532-5*4.

9. Хадыев Ы. С., Немировский а Р., Филиппов М. А. Механическое двойникование ГПУ - фазы при пластической деформации

сплавов Fe-Mn ff Физика металлов и металловедение. 1980. Т. 40, вып. 2. С. 394-398.

10. Немировский Ю. Р., Тейтель Е. И. К методике индицирования плоскостей при электронномикроскопическом исследовании // Заводская лаборатория. 980. Т. 46, N 2. С. 138-141.

11. Нэмировский М. Р. , Немировский П Р., Рудаков А. А. Фазовые и структурные изменения при деформационном превращении в сплаве 30Х12Г23 // Физика металлов и металловедение. 1981. Т. ЬО, вып. 5. С. 1074-1080.

12. Немировский Ю. Р., Немировский М. Р. О кристаллографии образования с< - мартенсита при деформации сталей с низкой энергией дефектов упаковки аустенита // .Физика металлов и металловедение. 1981. Г. 52, вып. 2. С. 349-356.

13. Немировский Ы. Р., Немировский KL Р., Рудаков А. А. Деформационные Ц - £,<*■' превращения и механические свойства нестабильного аустенитного сплава 30Х15Г16 // Зизика металлов и металловедение. 1981. Т. 52, вып. Б. С. 1074-1083.

14. Немировский Ю. Р., Немировский Ы. Р. К феноменологическому описания ос'- мартенсита в сплавах телега / Уральский политехи, ин.-т. Свердловск, 1981. Деп. в ин. -те Черметинформация, 1981, N 1321.

15. Немировский И Р., Йзкировский М. Р. Кристаллография мартенсита в сплавах железа // Физика металлов и металловедение. 1982. Т. 53, ВЫП. 5. С. 984-992.

16. Немировский КХ Р., Нэмировский М. Р. Электронно-микроскопическое исследование закономерностей образования ос'-ыар-тенсита в сталях // Новые методы структурных исследований металлов и сплавов. И.: Знание, 1982, с. 14-17.

17. Хздыев М. С., Нэмировский ¡Ot Р., Филиппов И. А. Исследование особенностей теплой деформации двухфазного (у + сплава тляа Г20 // Физика металлов и металловедение. 1082. Т. 54, вып. 4.

С. 798-803.

18. Немировский XX Р., Немировский М. Р. Закономерности образования деформационного oí'- мартенсита в нестабильных аустенитных сталях // Физика металлов и металловедение. 1983. Т.- Бб

вып. 5. С. 971-978.

19. Немировский Ü Р., Немировский XI Р., Рудаков А. А. Деформационные мартенситные превращения и механические!свойства нестабильных

сплавов Ре-Мч-Сг-С / Уральский политехи, ин.-т. Свердловск, 198а Деп. в ин.-те Чэрметинформация, 1983, N 2104.

20. Нкмировский Ю. Р., Нэмировский М. Р., Филиппов Ы. А. Аномалия

ориентационного соотношения в двухфазном сплаве типа Г20 // Физика металлов и металловедение. 1984. Т. 57, 5. С. 1028-1031.

21. Нэмировский Ы. Р,, Немировский 1й Р., Рудаков А. А. О взаимосвязи стабильности, структуры и свойств аустенитных Ре-Сг-М- С сталей f/ Физика металлов и металловедение. 1984. Т. 58, вып. 3.

С. 603-507.

22. Немировский (а Р., Немировский Ы. Р., Хадыев М. С., Омлиппов Н.А. Закономерности образования деформационного се'-мартенсита в двухфазных +6)-сталях // Физика металлов и металловедение. 1985. Т. 59, 5. С. 968-974.

23. Немировский К1 Р. О возникновении деформационного с*'- мартенсита на пересечения пластин £.- фазы в сталях / Уральский политехи, ин. -т. Свердловск, 1985. Деп. в ин. -те Черметин-формация. 1985, N 2717.

24. Немировский Ю. Р., Немировский М. Р., Кибальник К Д., Мирмильштейн К А. Исследование процессов при отпуске деформированных немагнитных Ре-Мп-Сг-С сталей // Структура и фиаико-механические свойства немагнитных сталей. М.: Наука, 1986. С. 71-77.

25. Немировский К1 Р., Немировский М. Р. Анализ взаимосвязи сдвиговых процессов в пересекающихся плоскостях {111уК001>£ и образования с*'-мартенсита при деформации сталей с низкой энергией дефектов упаковки аустенита // Физика металлов и металловедение. 1986. Т. 62, 4. С. 753-758.

26.Немировский П.Р., Нэмировский М. Р. К вопросу о формоизменении при мартенситном {522>у - превращении в сталях с 12С / Уральский политехи, ин.-т. Свердловск, 1986.

27. Нэмировский Ю. Р., Ыихайлов С. Б., Немировский М. Р. и др. Исследование процесса деформационно-термического упрочнении немагнитных хромомарганцевых сталей методом внутреннего трения / Деп. N 3667. - II: Черметинформация, 1486. -22 с.

28. Нэмировский Ю. Р., Немировский М. Р., Кибальник а Д. Резисто-метрические, дилатометрические и калориметрические эффекты

при £ ■*•)( превращении в немагнитных хромо марганцевых сталях // Физика металлов и металловедение. 1987. Т. 63, 3. С. 534-537.

29. Немировский. Ю1 Р., Волевз а Е , Немировский Ы. Р., Лесников В. П., Копылов А. А. Кристаллография и морфология б"-фазы, образовавшейся при старении у/у' сплавов на никелевой. ; основе // Термическая обработка и физика металлов: Мзжвуз. сб. Свердловск: УПИ, 1987. Вып. 12. С. 16-19. .

•30. Немировский Ю. Р., Немировский М. Р. К методике анализа закономерностей деформационного мартенситного превращения л в сталях // Заводская лаборатория. 198В. N 10. С. 42-45.

31. Немировский XI Р. Общие закономерности мартенситных превращений при деформации сталей / йшшоа М А., Литвинов ЕС'., Немировский Я Р. Стали метастабильным аустенитом. - М. Металлургия, 1988 с. 8-72.

32. Немировский Ю. Р. Соотношение роли термодинамического и кристаллографического факторов при деформационном мар-тзнсктном у-*'« превращении в сталях / Термическая обработка и физика металлов. Вып. 13. - Свердловск УПИ, 1988. С. 54-72. .

33. Немировский Ю. Р., Волева а Е , Соловьев а Е Иэрфология и кристаллография образования борида М5ВЗ при высокотемпературном старении жаропрочных сплавов типа ЖС6У // аизика металлов и металловедение. 1989. Т. 68, вып. 2. С. 413-416.

34. Немировский XI Р., Немировский Ы. Р., Кибальник Е Д., УихаЯ-лов С. Е Исследование процессов отпуска в аустенитных Сг-Ш-С сталя // Физика металлов и металловедение. 1989. Т. 69, 3. С. 531-539.

35. Немировский XI Р., Немировский Ы. Р. Закономерности внутреннего трения в немагнитных хромомарганцевых сталях с пониженной энергией дефектов упаковки аустенита / Внутреннее трение и дислокационная структура металлов. Тула: ТЛИ, 1990. С. 154-160.

36. Немировский Ю. Р., Хадыев М. С., Кузнецов Е 11, Лесников Е П. Морфология и кристаллография £ - и ¡('-фаз в покрытии Ш-Сг-А1-У на сплаве ЯС6У // Известия АН СССР. Металлы. 1990, N 6. С. 145-149.

37. Немировский Е Р., Немировский И. Р. Влияние свободней по-

- 48 -

верхиости на формоизменение при образовании <522>у -мартенсита в сталях / Доклады всесоюзной конференции по мар-тенситным превращениям в твердом теле. Киев: 1992. С. 86-89.

Отпечатано на ротапринте ИФМ УрО РАН тираж 80 заказ 85

обьеы 1,5 пв«.л.„Лошат 60x84 1/16 и то г.Екатеринбург ГСП 170 ул.С.Ковалевской.18