Полиморфное альфа-гамма превращение при изменении температуры и давления в железоникелевых сплавах с ферритной и мартенситной структурами тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

АКАДЕМИЯ НШ СССР

УРАЛЬСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ИНСТИТУТ ФИЗИКИ ЙЕТАМОВ

На правах рукописи

ХОМСКАЯ ИРИНА ВЯЧЕСЛАВОВНА

УДК 669.15'24:669.01?.3:620.181:539.89

ПОЛИМОРФНОЕ об-^У ПРЕВРАЩЕНИЕ ПРИ ИЗМЕНЕНИИ ТЕ1ШЕРАТУШ И ДАВЛЕНИЯ В ШЕЗОНИКЕЛЕВЫХ СПЛАВАХ С ФЕРРИТНОЙ И МАРГЕНСИТНОЙ СТРУКТУРАМИ

Специальность 01.04.07 физика твердого тела

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Свердловск 1990

Работа выполнена в лаборатории физического металловедения Ордена Трудового Красного Знамени Института физики металлов Уральского отделения АНСССР, г.Свердловск.

Научные руководители

Официальные оппоненты

Ведущая организация

академик В.Д.Садовский доктор физико-математи -часких наук В.И.Зельдович

доктор физико-математических наук В.И.Левит кандидат технических наук доцент В.И.Гроховский

Челябинский политехнический институт

Защита, состоится " Л " 1990 г. в

час при

на заседании специализированного совета К 002.03.01 Институте физики металлов УрО АН СССР.

Адрес института: 620219,' г.Свердловск, ГСП-170, ул.С Ковалевской, 18.

С диссертацией «окно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО АН СССР.

Автореферат разослан "27 " 1990 г.

Ученый секретарь специализированного совета кандидат физико-математичвски)

наук /^гг^- В Р.Галахов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Исследование механизма прев-

ращения является актуальной задачей не только для теории фазовых превращений, но и для практики термической обработки сталей, поскольку от особенностей развития превращения и от структуры формирующейся ф'-фазы в значительной степени зависят конечные свойства изделий.

Процесс образования ^-фазы в сталях и сплавах с мар-тенситной структурой изучэн весьма подробно, это обусловлено исследованием явления структурной наследственности. Известно, что процесс аустенитизации и структурная наследственность решающие образом зависят от скорости нагрева. В соответствии с этим оС-»"5* превращение в сталях и сплавах с исходной мартен-ситной структурой мокет происходить в зависимости от скорости нагрева различными механизмами.

Процесс аустенитизации в сталях и сплавах со структурой, полученной в результате отлшга, изучен значительно в меньшей ' степени, несмотря на то, что ферритаая структура - более простой объект для решения допроса о механизме образования ф'-фазы, поскольку она отличается от мартенситной отсутствием разветвленной сети границ маргенсигных кристаллов,остаточного яустенита и внутренних напряжений. До сих пор нет надеиных экспериментальных данных о механизме ос превращения при различных скоростях нагрева в сплавах со структурами феррит и феррит+ зернистый цементит. Отсутствуют сведения о возможности применения к таким структурам двухстадийной схемы превращений при нагреве, предложенной для закаленной стали. Структурные исследования, посвященные влиянию статических и динамических давлений на механизм образования -фазы в газ-лезоникелевых сплавах, немногочисленны.

Цель работы. Основной целью настоящей работы является изучение структурных изменений и механизма образования ^-фазы в келезоникелевых сплавах со структурами феррит и феррйт+ зернистый цементит в зависимости от скорости нагрева и действия высокого статического и динамического давления., _В работе были поставлены следующие задачи:

- изучить влияние скорости нагрева на изменение механи-

зма сС*-^ превращения в желеэоникелевых сплавах со структурами феррит и феррит+зернистый цементит;

- провести сравнительное исследование морфологии и кри-сталлогеометрии образования ф'-фазы в желеэоникелевых сплавах с двумя типами исходных структур: феррит (феррит + цементит) и мартенсит;

- исследовать влияние всестороннего давления и нагруже-ния ударными волнами на механизм полиморфных превращений в желеэоникелевых сплавах с ферритной и мартенситной структурами.

Научная новизна. Впервые обнаружена смена механизма образования Л^-фазы от неупорядоченного роста новых глобулярных зерен к ориентированному зарождению и росту видманштет-товых кристаллов в желеэоникелевых: сплавах со структурами феррит и феррит + зернистый цементит при уменьшении скорости нагрева от 1,3-Ю"1 °С/с до 8,3-Ю"4 °С/с.

Установлено, что двукстадиЦнаясхема превращений при нагрев е, предложенная для закаленной стали, применима к сплавам со структурой феррит+ зернистый цементит при их медленном нагреве.

Показано, что влияние скорости нагрева на механизм образования ^-фазы в сплаве со структурой феррит+ зернистый цементит принципиально не отличается от установленного ранее для сплавов с мартенситной структурой. Однако мартенситная структура вследствие особенностей своего строения облегчает реализацию упорядоченного механизма превращения по

сравнению со структурой феррит+■ цементит.

Впервые обнаружено образование линзовидных кристаллов -фазы, формирующих структуру, аналогичную структуре лин-зовидного мартенсита как по морфологии кристаллов, так и по группировке и взаимодействию между собой и с границами зерен.

Показано, что в сплаве Ре-ЖоЬИ со структурой реечного мартенсита образование Й"-фазы при нагружении ударными волнами с давлением 30-39 ГПа происходит внутри исходных мартенситных кристаллов из большого числа центров и приводит к получению ГЦК мартенсита.

Практическая ценность. Полученные в настоящей работе данные о смене механизма превращения в сплавах с фер-

ритной структурой при изменении скорости нагрева,а также ре-

зультаты исследования образования $~-фазы под действием высокого статического давления и нагружения ударными волнами развивают и дополняют существующие представления о механизме превращения в сплавах, на основе железа. Эти результаты могут быть использованы в курсах лекций по теории фазовых превращений и теории термической обработки.

Результаты, полученные при исследовании влияния структуры, формирующейся в межкритическом интервале температур,на механические свойства, могут быть использованы для научного обоснования и уточнения режимов термической обработки никелевых криогенных сталей.

Основные положения, представленные к защите.

1. Экспериментально установленная смена механизма образования ^-фазы при существенном уменьшении скорости нагрева в сплавах со структурами феррит и феррит+ зернистый цементит. Неупорядоченный рост новых глобулярных зерен сме-' няется процессом ориентированного зарождения и роста видман-штзттовых кристаллов ф'-фазы.

2. Экспериментальные данные о применимости к сплавам со структурой феррит+ зернистый цементит двухстадкйной схемы превращений при нагреве, предложенной для закаленной стали, по которой при медленном нагреве на первой стадии происходит кристаллографически упорядоченное диффузионное превращение, на второй - рекристаллизация ¡^т-фазы.

3. Экспериментальные результаты, свидетельствующие о том, что влияние скорости нагрева на механизм образования ^-фазы в сплаве со структурой феррит +■ цементит принципиально не отличается от установленного ранее для сплавов с мартенсит-ной структурой.

4. Впервые обнаруженное формирование мартенситоподоб -ной структуры кристаллов ' ^-фазы при нагреве под давлением в сплаве с ферритной структурой. Кристаллы ф'-фазы ' имеют линзовидную форму и группируются в фермообразные ансамбли.

5. Экспериментальные данные, свидетельствующие о том, что в железоникелевом сплаве со структурой реечного мартенсита нагружение ударными волнами с давлением 30-39 ГПа приводит к получению ГЦК мартенсита - структуры, состоящей из дисперсных кристаллов -фазы различной ориентировки.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав и общих выводов. Работа изложена на 248страницах, включая 03 рисунка,.8 таблиц и список использованной литературы, содержащий 191 наименование.

Структура диссертации. Во введении рассматривается актуальность изучаемой проблемы, сформулированы задачи диссертационной работы и основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе проанализированы имеющиеся в литературе сведения о механизме полиморфных превращений и процессе формирования аустенитной структуры в сталях и сплавах на основе железа. Дан краткий обзор исследований по влиянию высокого статического давления и нагружения ударными волнами на полиморфные превращения в сплавах на основе железа. Сформулированы основные задачи исследования.

Во второй главе обоснован выбор материала и дано опи -сание методов исследования.

В третьей главе изложены и обсуждены результаты исследования влияния скорости нагрева на образование §"-фазы в железоникелеаых сплавах с двумя типами исходных структур.-фер-рит (феррит +цементит) и мартенсит. Здесь же рассматривается . влияние структуры, формирующейся в межкритическом интервале температур, на механические свойства никелевой стали.

В четвертой главе приведены результаты исследования влияния высокого статического и динамического давления на механизм полиморфных превращений в железоникелевых сплавах с ферритной и мартенситной структурами.

Апробация- работы. Основные научные результаты диссертации доложены и обсуждены на: Всесоюзном семинаре "Новое в исследованиях фазовых и структурных превращений в сталях и сплавах" (Иосква,1985г); Ши 1У Всероссийских совещаниях по физике магнитных материалов (Иркутск,1984 и 1986 гг); Ш Всесоюз ном симпозиуме "Стали и сплавы криогенной техники" (Киев -Батуми,1986г); 1иП Республиканских семинарах "Динамическая прочность и трещиностойкость конструкционных материалов при однократном импульсном нагружении" (Киев,1985и 198Вгг); IX, Хи XI Уральских школах металловедов-термистов (Сгердловск, / 1985 и 1988 гг; Устинов, 1987 г); IX Всесоюзном симпозиуме по горению и взрыву (Черноголовка-Суздаль,1989 г).

Публикации. По теме диссертации опубликовано II печатных работ.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Материал и методы исследования

Состав исследованных сплавов системы железо-никель-углерод подбирался таким образом, чтобы за счет различной предварительной обработки в этих сплавах можно было получить как • ферриткую, так и мартенситную структуру. Химический состав сплавов приведен в таблице.

Сплавы Содержание элементов, вес.%

С N1 Мл И Ре

Нб 0,01 5,8 0,20 0,10 0,02 ост.

10Н6 од 5,0 0,11 0,14 0,02 ост.

20Н6 0,2 5,9 0,18 0,14 0,02 ост.

сталь ОНб 0,1 6,9 0,40 0,22 0,03 ост.

Н28 0,01 28,1 0,20 0,26 0,03 ост.

Сплавы Нб,10Н6,20Н6 и Н28 были выплавлены в вакуумной индукционной печи, сталь типа ОНб - в открытой индукцйон -. ной печи. После ковки и гомогенизирующей обработки часть заготовок из сплавов Н6,10Нб,20Н6 и стали ОНб деформировали прокаткой при комнатной температуре на 20-25% и подвергали рекристаллизации в с£-состоянии при 630°С в течение 2,16-10 с (сплав Н6) и при 600°С в течение 7,2-Ю3с (10Н6.20Н6, сталь ОНб). В результате в сплаве Н6 получили ферритную структуру, в сплавах ЮН6,20Нб и стали ОНб-структуру, состоящую из феррита и дисперсных частиц цементита. Другую часть заготовок закаливали от 1250°С в ледяной соленой воде для получения мартенситной структуры. Образцы с полученными таким образом двумя типами исходных структур нагревали со скоростями от 8,3*Ю-4 до 5-Ю3 °С/с до различных температур (в интервале ои-У превращения и выше), после чего немедленно охлаждали 13 воде«

Образцы и заготовки из сплава Н28 для получения мартенситной структуры подвергали закалке от Ю50°С на воздухе и последующему охлаадению до -196°С.

Для определения температурных интервалов фазовых превращений использовали дилатометрический метод. Измерения проводили на дифференциальном оптическом дилатометре Шевенара при скоростях нагрева 8,3*Ю-4; 6,7»Ю-3 и 1,3-1СГ* °С/с. Контроль фазового состава осуществляли баллистическим методом в намагничивающем поле напряженностью 120 кА/м и 160кА/ы.

Структурные исследования преходили методам металло -графии и дифракционной электронной микроскопии. Фольги для просмотра в электронных шкроскопах Тез¿а В£-540,^ЕМ-100С и 2БН-200СХ приготавливали из тех же образцов,на которых проводили металлографический анализ.

Перераспределение никеля между фазами в ходе оС-^ превращения изучали с помощью локального рентгеноспектрального анализа на приборе ¿щрегроб -733 (диаметр зонда I мкм) по линии никеля и знергодисперсионного рентгеноспектрального микроанализа на микроскопе ТЕМЗСАЫ -100СХ (диаметр зонда 0,02 мкм).

Для нагрева под давлением приготавливали образцы в виде дисков диаМетром~5 мм и толщиной~0,3 мм. Образцы нагревали со скоростью 1,7 °С/с до температур 400-550°С (сплав Н6) и Ю0-600°С (Н28) под давлением 8ГДа, выдерживали 1,8* 10^с (Н6) и 9-Ю^с (Н28) и немедленно охлаждали, затем давление снижали до атмосферного. Квазигидростатическое давление получали в аппарате типа "Наковальня с лункой - тороид?*

Для нагружения ударными волнами использовали пластины размерами 50x50x2мм (сплав Н28) и 4¿<27x2мм (Нби 20Н6).Пло- ' ские ударные волны с давлением от 7,6 до 39 ГПа создавали при с-ударении метаемой пластины (ударника) с пластиной исследованного сплава. Последнюю располагали в матрице из стали и заливали свинцом для исключения влияния разгрузки. Метаемую пластину разгоняли скользящей детонационной волной при детонации пластического взрывчатого вещества. При наг-ружении ударными волнами образцы, не испытывали заметного формоизменения, остаточная деформация не превышала 2-5$**.,

*Нагрев под давлением был проведен в отделе высоких давле -ний УрС АН СССР.

утг ,

«^ружение ударными волнами - в Институте гидродинамики СО яН СССР и в !Ш им.Н.Э.Баумана.

Механические испытания на. растяжение проводили при температурах +20, -100, -196°С и скорости нагружения 12 МПа»с~*. Ударную вязкость определяли при температурах от +20 до -196°С. Фра'ктографический анализ поверхности разрушения проводили на растровом электронном микроскопе -Ю.

Твердость по Виккерсу измеряли на приборе ТП, ыикро-твердость - на приборе ШТ-3 при нагрузке 0,49 Н.

ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ СКОРОСТИ НАГРЕВА И ИСХ0,ВД0й СТРУКТУРЫ НА ПРОЦЕСС ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА В СПЛАВАХ Ре-Ый и Ре-Ыс -С

Исследование проводили на низкоуглероднстых сплавах железа с б вес.% никеля с двумя типами исходных структур: феррит (феррит+ зернистый цементит) и мартенсит. Образцы нагревали с различными скоростями от 8,3. Ю"^ до 5-10^ °С/с до температур апревращения, изменяя такш образом степень перенагрева, после него немедленно охлаждали в воде.

При повышении температуры нагрева сплавы 10Н6 и 20Н6 проходят последовательно фазовые области оС+Ц-»- с*,+ ¡у +Ц-*-о1 + 5" $, сплав Н6 - оС>- оС+5" -»-{У • Для определения тем -ператур начала (Ан) и конца (Ак) превращения приме -

няли дилатометрический метод. А>( зависит от скорости наг -рева. При нагрева сплава ЮН6 с исходной структурой феррит* цементит со скоростями 1,3-10"* °С/с АН= 660°С, при уменьшении скорости нагрева до 8,3-Ю-4 °С/с Аи снижается до 630°С. Снижение содержания углерода до 0,01% (сплав Нб) увеличивает Ан на 30-40°С. Положение температур конца ос->-/$~ превращения в зависимости от скорости нагрева меняется немонотонно. Показано, что сплавы с исходной мартенситной структурой имеют более низкую (на 20-30°С) температуру начала превращения,чем сплавы со структурой феррит (феррит+цйментиг),при одинаковых скоростях нагрева.

Образование аустенита в сплавах с исходными структура!«! феррит и феррит цементит

Рост новьгх глобулярных зерен - основной механизм образования ^"-фазн в сталях со структурами, полученными в результате отжига. В исследуемых сплавах этот процесс реализуется п широком диапазоне скоростей нагрева от 1,3«10~*до

Ь-ю3 °С/с (рис.1а). Первые растли £*-фазы появляются на границах ферритных верен. Присутствие частиц цементита при • этом необязательно. При нагреве со скоростями 1,3*10"* °С/с и более эернограничные участки ¡^-фаэы растут, образуя но -вые зёрна неправильной формы; новые зерна §"-фазы образуются и внутри исходных ферритных зерен. Подавляющее число це-ыектитньгх частиц (сплавы ЮНб и 20Н6) не принимает участия

Р«1с,1. Схема структурно изменений при превращении в

сплавах с исходной структурой феррит+ цементит: а -нагрев со скоростями 1,3* 10""* - 5*10^ °С/с; б - наг -рев со скоростью 8,3-Ю"4 °С/с в заровдении новых зерен ¡^-фазы, на месте одно.го ферритно-го зерна образуется лишь несколько ауствнитных зерен (рис. 1а). При охлаждении участки 5-фазы практически полностью превращаются в мартенсит, остаточного аустенита не более 2%. Кристаллографический анализ показал, что аустенит, образо -вавшийся на границах двух ферритных1 зерен, связан с одним из них ориентационными соотношениями Курдюмова-Закса или близкими-к ним. Участок ¿¡¡'-фазы может расти в зерно, с ко -» торим он имеет ориентациопную связь, или в соседнее зерно, или в оба зерна сразу. Нагрев до температур конца пре-

вращения приводит к получению мелкозернистой структуры,происходит перекристаллизация.

Новые зерна ^-¿'азы растут без изменения содержания никеля, отсутствие концентрационных изменений было падтвери -дено локальным рентгеноспектральным анализом. Но углерод, (в сплавах ЮНб и 20Н6) перераспределяется и при нагреве " со

\

скороетдми' 1,и 1,7 °С/с, об этом свидетельствуют результаты измерения микротвердости. Микротвердость новых зерен в сплаве 10Н6 (при охлавдении они превращаются в мартенсит) - Нр = 6100 Ш/м^ существенно превышает микротвердость мартенсита, полученного после закалки из однофазной 5"-об -ласти не только сплава ЮН6 (Н^, => 3530 МН/м2), но и 20Н6 (Н^ = 4570 МН/м^), то есть новые зерна значительно обогащены уг1-леродом по сравнению с его содержанием в сплаве.

Таким образом, в исходной структуре феррит + цементит образование д"-фазы.при непрерывном нагреве в широком диапазоне скоростей нагрева происходит путем роста новых зерен неправильной формы так называемым "нормальным" механизмом.

Иная картина образования ¡^-фазы наблюдается при существенном уменьшении скорости нагрева до 6,7-10"^ °С/с (сплав Нб) и 8,3-Ю"4 °С/с (ЮН6.20Н6). Первые участки £-ф)азы и при этих скоростях нагрева возникают на границах ферритных зерен (рис.16). При повышении температуры нагрева зерногра-ничные участки практически не растут, внутри ферритных зерен образуются отдельные кристаллы ^-фазы (рис.16).В сплавах 10Н6 и 20Н6 с исходной структурой, состоящей из феррита и дисперсных частиц цементита, зародыши ¡^-фазы появляются около частиц цементита. Рост зародышей приводит к образованию кристаллов ^-фазы, имеющих вид стержней с правильной огранкой, формирующих видманштеттову структуру аустенита.Число образующихся видманште"- 'эвкх кристаллов соизмеримо с числом частиц цементита, хотя не возле каждой частицы возни -кает отдельный кристалл §"-фазы. Цементитные частицы на обволакиваются растущим кристаллом 5*-фазы, а располагаются на межфазной границе ; это оставляет возможность для диф-

фузионного подвода атомов углерода от растворяющейся частицы я фронту роста кристалла -фазы через феррит.

При медленном нагреве успевает происходить диффузион -ный подвод к растущему кристаллу ^-фазы не только атомов углерода, но и никеля. С помощью локального микроанализа,выполненного на тонких фольгах (размер анализируемых областей ~0,2 мкм), установлено, что содержание нинеля в видманштет-товых кристаллах $-фаэы, образовавшихся в сплаве 10Н6 при нагреве со скоростью 8,3« 10""* °С/с до 660°С, не менее чем в

2 раза превышает его содержание в окружающем феррите (в сплаве. Нб-в 1,3 раза). Следовательно, рост видманштетто -вых кристаллов £-фазы связан с диффузионным подводом атомов никеля, образующего твердый раствор замещения. Новые кристаллы £-фазы возникают на некотором удалении от ранее образовавшихся вследствие образования в прилегающих к ним объемах обедненного никелем "буферного" .слоя.

Видманштеттовы кристаллы ^-фазы, образующиеся на начальных этапах превращения, при охлаждении не прев -ращаются в <*,-фазу вследствие их обогащения углеродом и никелем,' а также из-за малых поперечных размеров. При повышении температуры нагрева кристаллы растут, степень обогащения их легирующими элементами уменьшается и при охлаждении они испытывают мартенситное превращение.Остаточный ау-стенит располагается не только по границам мартенситных кристаллов, что характерно для пакетного мартенсита, но и в виде -каймы вдоль межфазных границ аустенит/феррит, существовавших при нагреве. Локализация остаточного аустенита на межфазных границах связана с их обогащением'углеродом и никелем. Кристаллографический анализ показал, что видыанштет-.товы кристаллы ф-фазы связаны с ферритом ориентационными соотношениями Курдгамова-Закса или близкими к ним.

Следует подчеркнуть, что закономерное изменение механизма образования ¡^-фазы при уменьшении скорости нагрева имеет место в условиях, когда рекристаллизация феррита и аустенита в ходе превращения не происходит, а в без-

углеродистоы сплаве с ферритной структурой кроме того отсутствует межфазные границы феррит/цементит. Следовательно, влияние скорости нагрева на проявление структурной наследственности может быть объяснено изменением механизма образования ¡С-Лазы без пЪигшеиеннн пополнительных Ляктоппп

V/ * * -- . I - - - д----- I ' -

(зарождения на границах феррит/цементит или'рекристаллизации).

При повышении температури нагрева в пределах исходного ферритного аарна наблюдается прзимущественный рост вид-манштеттовых кристаллов ^-фаэы одного или нескольких направлений, которые смыкаясь друг с другом, образу-г одну или несколько аустенитных областей, занимающих целиком исход -нос ^ерритное зерно.

Таким образом, в сплавах ЮН6 и 20Н6 со структу. -рой феррит + зернистый цементит в результате сС-^-у прввра -щения при медленном нагреве на месте исходного зерна образуется кристаллографически упорядоченный комплекс кристаллов ^-фазы (своеобразный псевдомонокристалл), размеры которого в целом соответствуют размерам исходного ферритного зерна. При дальнейшем повылении температуры нагрева аусте-иит, полученный упорядоченныы диффузионным механизмом, претерпевает рекристаллизацию.

Сопоставление процесса образования ¡^-фазы в сплавах со структурами феррит + цементит и мартенсит

При нагреве сплавов 10Н6 и 20Н6 с мартенситной структурой образование' 5"-фазы может осуществляться упорядоченным и неупорядоченным механизмами. Быстрый нагрев (5-10^ °С/с) приводит к образованию аустенитных зерен, воспроиз -водящих первоначальные по величине и ориентировке. При нагреве сплавов со структурой феррит + цементит с такой же скоростью имеет место неупорядоченный процесс формирования ау-стенитной структуры и измельчение зерна.

Нагрев исследуемых сплавов с мартенситной структурой со средними скоростями (3-10^- 1,3*10""* °С/с) вызывает параллельное протекание упорядоченного и неупорядоченного превращений. На границах мартенситных реек образуются пластинчатые участки £-фазы,кроме этого возникаит новые зерна ¡$"-фазы неправильной формы. Нагрев сплавов со структурой феррит + цементит в этом же диапазоне скоростей нагрева приводит .к образованию §-фазы в виде новых зерен.

При медленном нагреве (6,7'°С/с) образование фазы в сплавах с мартенситной структурой осуществляется упорядоченным диффузионным механизмом. Для реализации подобного механизма образования $^-фазц в сплавах со структурой феррит+ цементит необходимо снизить скорость нагрева на.порядок (до 8,3-Ю-4 °С/с).

Таким образом, мартенситная структура вследствие особенностей своего строения облегчает реализацию упорядоченного механизма превращения.

Существует представление (Хоникомб) о том, что при меж-

критическом отжиге сталей со структурой феррит + зернистый цементит распределение и морфология образующейся ¿f-фазы зависит от расположения частиц цементита относительно границ зерна. Результаты настоящего исследования показывают, что на морфологию J-фазы влияет не только распределение частиц цементита. Изменяя механизм oO^-J" превращения за счет изменения скорости нагрева, в одной и той же исходной структуре (с одинаковым распределением частиц цементита) моино получить различные морфологические разновидности у~ фаэы: при нагреве со средними скоростями - новые зерна неправильной формы, при медленном нагреве - видманштеттову структуру из стержнеобразных кристаллов.

Поскольку исследованные сплавы близки по составу к никелевой криогенной стали типа 0Н6, представляло интерес последовать механические свойства стали с различными типами структур, формирующихся в межкритическом интервале температур. Результаты испытаний показали, что видманштеттова фер-рито-мартенситная структура обладает более благоприятным сочетанием прочности, пластичности и ударной вязкости,чем глобулярная структура. Сопоставляя механические свойства стали 0Н6 с различными типами исходных структур, установили, что сталь с мартенситной структурой после закалки из межкригического интервала температур имеет более высокие характеристики пластичности (до 1,5 раз) и ударной вязкости (до 4 раз) при сохранении высокого уровня прочности (<оь =880 МПа,< 6^=520 МГ1а),чем сталь со структурой Феррит+цементит.

' МАРТЕН СИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ, ВЫЗВАННЫЕ ДЕЙСТВИЕМ ВЫСОКИХ СТАТИЧЕСКИХ 'И ДИНАМИЧЕСКИХ ДАВЛЕНИЙ

Образование линзовидных кристаллов ^-фазы при нагреве под давлением

В предыдущей главе было показано, что в сплавах с мартенситной структурой образование $"-фазы при быстром нагреве осуществляется упорядоченным бездиффузионным механизмом. В сплавах с ферритной структурой этот механизм реализовать не удается. Для осуществления такой возможности применили нагрев под давлением, существенно понижающим темпе -ратуру оС—у превращения.

Исследование проводили на сплаве Н6 с ферритной структурой. Величина давления 3 ГПа была выбрана с таким расчетом, чтобы исключить возможность сС--£ превращения. Давление 8 ГПа понижает температуру образования ^-фазы в исследуемом сплаве на 220°С.

Морфология б"-фазы, образующейся в сплаве при нагреве под давлением, отличается от морфологии ^-фазы, образую -щейся без давления (сравн.рис.2 с рис.1а). При нагреве под давлением ^-фаза образуется в виде кристаллов линзовидной формы, которые располагаются либо параллельно друг другу, либо группируются в фермообразные ансамбли. Формирующаяся структура -фазы аналогична структуре линзовидного мартенсита по морфологии кристаллов, их группировке и взаимодействию между собой и с границами зерен. Образованию мар-тенситоподобной структуры аустенита способствует замедле -ние диффузионных процессов под давлением, что обусловлено значительным снижением температуры начала с*,-»-^" превраще -ния и уменьшением равновесной концентрации вакансий. Мар-тенситный механизм образования {¡¡"-фазы при нагреве подда»-лением, по-видимому, можно объяснить повышением роли упругой энергаи в условиях: всестороннего давления, существенно понижающего температурный интервал превращения.

Линзовидные кристаллы ^-фазы при охлаждении под давлением полностью превращаются в оС-фазу. Электронномикро-скопическое исследование позволило установить три механизма превращения линзовидных кристаллов аустенита в сб-фазу.

Первый механизм соответствует образованию эпитаксиаль-ных кристаллов л-фазы, ориентация которых совпадает с ориентацией ферритной матрицы. Кристаллы отличаются от окру -тающего непревраценного феррита сложной дислокационной структурой с высокой плотностью дислокаций.

Второй механизм - образование кристаллов с внутренней пластиной и дислокационной периферийной частью. Периферийная.часть имеет ориентацию, совпадающую с ориентацией окружающего феррита, внутренняя пластина - иную ориентацию, иногда двойниковую по отношению к ориентации периферийной части кристалла. Дислокационная структура периферийной ча-спг кристалла представляет собой периодически расположен -

ныв дислокации, возникшие, по-видимому, в результате смещения границы раздела фаз в сторону внутренней мартенситнол пластины.

Третий механизм связан с образованием мартенситной структуры внутри линзовидных кристаллов. Мартенситные пластины в пределах линзовидного кристалла имеют не менее трех ориентаций, отличающихся от ориентации окружающего феррита. Для проверки ориенгационной связи исходной и конечной сС -фаз был выполнен аналитический расчет преобразований направлений при последовательных и ^ — оС превращениях с использованием матриц преобразований направлений для ориен-тационных соотношений Курдюмова-Закса, который подтвердил наличие ориснтационной связи.

Рис.2. Схема структурных изменений при нагреве под давлением сплава Н6 с ферритной структурой

Влияние нагружения ударными волнами на механизм полиморфных превращений в сплавах со структурами феррит и феррит + цементит

Увеличение давления в соответствии с Т-Р диаграммой может привести к &■»-£ превращению. В связи с этим представ -ляло интерес изучить структурные изменения в сплавах Н6 и 20Н6 при нагружении ударными волнами с давлением«10-39 ГПа.

Нагружение ударными волнами приводит к образованию протяженных пластинчатых кристаллов 6-фазы в исследуемых спла-изменгита (в сплаве 20Н6) не являются пкепят -

I чао х Г1ЦСК ц«№»<«4*11 «и ».». . . • <

ствием для роста кристаллов. После прохождения ударной волны пластины £-фазы превращаются в оС-фазу, имеющую ориен -тацию, отличающуюся от исходной, в большинстве случаев не двойниковую по отношению к ней. В сплаве 20Н6 кроме пластинчатых кристаллов £-фазы наблюдали образование возле частиц цементита дисперсных кристаллов вытянутой формы, растущих в одну сторону от межфазной границы феррит/цементит. Образо г-вание подобных кристаллов в этом сплаве наблюдали на ранних

стадиях превращения при электронагреве (5-Ю3 °С/с). По -видимому,- в момент взрывного воздействия имеет место локальное, возле частиц цементита, повшение температуры, вызванное неоднородностью распределения деформаций, достаточное для зарождения дисперсных кристаллов ¡£"-фазы.

Таким образом, нагружение ударными волнами исследуемых сплавов приводит к структурным изменениям двух типов.В феррит-ной матрице образуются протяженные пластинчатые кристаллы £ -фазы; возле цементитных частиц в сплаве 20Н6 возникают дисперсные кристаллы ¿"-фазы. После проховдения ударной волны кристаллы обеих фаз превращаются в о£-фазу с ориентацией, отличающейся от исходной.

Влияние всестороннего давления и нагружения ударными

волнами на образование ¡£"-фазы в сплаве с мартенситной

структурой

В отличие от низкоуглеродистых сплавов Ре-6%ЫС , в кото -рых фаза высокого давления не фиксируется в разгруженном состоянии, в сплавах с содержанием никеля 28-32?? возникает ¿"-фаза, сохраняющаяся после снятия давления и проховдения ударной волны. Исследование проводили на сплаве Ре-2№ со структу -рой пакетного (реечного) мартенсита.

В исходном состоянии сплав содержал 10$ ¡{"-фазы. Нагружение ударной волной с давлениемв ГПа не вызывает образования /у-фазы. Нагружение с давлением 14 ГПа приводит к образованию 46% ¿"-фазы. Протекание превращения при ударном нагружении не может быть объяснено только повышением температуры,так как сб»^-превращение при атмосферном давлении начинается при 400°С, а температуры, развивающиеся при нагружении ударными волнами и действующие в течение мкс, составляют 80-260°С в зависимости от величины давления в ударной волне (8-39 ГПа).

Повышение давления от 14 до 30 ГПа не приводит к увеличению количества образующейся {'-фазы. Нагружение ударными волнами с давлением 39 ГПа вызывает дальнейшее превращение,количество 5*-фазы увеличивается до 79%. Итак, образование-^"-фазы при нагружении ударными волнами в сплаве Н28 происходит в две ступени, но не завершается даже при давлении 39 ГПа.

После нагружения с давлениями 30 ГПа структура сплава неоднородна, но можно выделить два преобладающих типа структуры: реечные кристаллы еС- и ¿'-фаз толщиной~ 0,1 мкм и дисперсные кристаллы У-фазы толщиной-0,03 мкм, равномерно распределен -

ные в исходных рейках мартенсита. Кристаллы §"-фазы образуются с выполнением ориентационных соотношений Курдюмова-Закса или близких к ним. После нагружения с давлением 39 ГПа структура сплава более однородна и состоит из дисперсных реечных разно -направленных кристаллов ¡^-фазы, которые получили название ГЦК мартенсит. ,

Поскольку структура при «¿»•Ц' превращении, вызванном ударно волновой обработкой, формируется под действием высокого давления в сжима-ощем импульсе,пластической деформации, сопровождающей этот импульс, и повышения температуры, представляло интерес разделить влияние этих факторов. С этой целью был исследован процесс образования -фазы при нагреве под давлением 8 ГПа в исследуемом сплаве. Давление 8 ГПа понижает температуру начала превращения в сплаве Н28 на 300°С. После на^реЕа под давлением отсутствуют дисперсные кристаллы §"-фазы.

При Ьагружении ударными волнами зарояодение дисперсных кристаллов различной ориентации из большого числа центров внутри мартенситных реек обусловлено не только давлением в сжимающем импульсе, но и действием высокоскоростной деформации. Высокое давление в сжимающем импульсе приводит к мгновенному возникновению большого числа центров ¡^-фазы внутри исходных мартенситных кристаллов. Своеобразная пластическая деформация, сопровождающая этот импульс, способствует возникновению центров ^-фазы с различной ориентацией и одновременно препятствует их росту из-за потери когерентной связи мевду растущим аустенитом и мартенситом. В результате формируется чрезвычайно дисперсная структура с высокой твердостью.

ВЫВОДЫ

I. В низкоуглеродистых сплавах Ре-6%Нс со структурами феррит и феррит + зернистый цементит обнаружена смспа механизма образования ^-фазы при изменении скорости нагрева. Процесс образования ^"-фаэы в виде новых глобулярных зерен при скоростях нагрева от 5-10^ до 1,3«Ю-1 °С/с сменяется процессом ориентированного заровдения и роста видманштеттовых кристаллов ^-фазы при уменьшении скорости нагрева до 8,3-ГО"4 °С/с. Новые зерна ^-фазы растут без изменения содержания никеля, но с кон -центрационными изменениями по углероду. Рост видманштеттовых ^ кристаллов ^-фазы связан с диффузионным подводом атомов никеля> 2. Впервые обнаружено образование линзовидных кристаллов

18

£-фазн при нагреве под давлением 8 ГПа в сплаве Ре-6% А/г с ферритной структурой. Структура ¡у-фазы аналогична структуре линзовидного мартенсита по морфологии кристаллов, их группировке и взаимодействию между собой и с границами зерен. Формиро -вание мартенситолодобной структуры аустенитных кристаллов происходит сдвиговым механизмом.

Таким образом, обычно реализующийся неупорядоченный процесс роста новых зерен {"-фазы может быть изменен на упорядо -ченный ориентированный либо при существенном уменьшении скорости нагрева, когда <<.*-]£* превращение происходит в условиях,близких к равновесным, либо при нагреве под давлением за счет существенного снижения температуры начала сА*-^ превращения и увеличения роли упругой энергии, когда реализуется мартенсит -ный механизм образования ¿""-фазы.

3. Показано, что влияние скорости нагрева на механизм образования у-фазы в сплаве со структурой феррит+зернистый цементит принципиально не отличается от установленного ранее для сплавов с мартенситной структурой. Однако мартенситная струк -тура вследствие особенностей своего строения (наличия разветвленной сети границ мартенситных кристаллов, остаточного аусте-нита, внутренних напряжений) облегчает реализацию упорядочен -ного механизма превращения по сравнению со структурой феррит + цементит.

Таким образом, немонотонное влияние скорости нагрева на проявление структурной наследственности может быть связано с изменением механизма превращения.

4. Установлено, что в сплава с исходной структурой феррит +зернистый цементит при медленном нагреве фазовая перекристаллизация проходит в две стадии. Сначала происходит кристаллографически упорядоченное диффузионное сС^Ц" превращение,затем при более высоких темлератухах - рекристаллизация §*-фазы.

Таким образом, двухстадийная схема превращений при нагреве, предложенная для закаленной стали, справедлива для сплавов со структурой феррит+зернистый цементит при их медленном нагреве.

5. Обнаружено, что в сплаве Ре-28^ИС со структурой реечного мартенсита при нагружении ударными волнами с давлением 3039 ГПа происходит образование ГЦК мартенсита - структуры, состоящей из дисперсных кристаллов Ц'-фазы различной ориентировки. Дисперсная структура формируется под действием двух факторов:

сжимающего импульса с высоким давлением и наклепа, вносимого высокоскоростной деформацией.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих статьях:

1. Особенности <*.превращения в сплаве Ре-28,1^№ при нагружении ударными волнами /В.И.Зельдович, И.В.Хомская, A.A. Дерибас, А.Н.Киселев / ®Ш.-1Э85.-Г.60.-ВыпЛ.-С.Ю1-108.

2. Зельдович В.И., Хомская И.В. Особенности образования аустенита при непрерывном нагреве в железоникелевом сплаве с ферритной структурой /ФММ.-1986.-Т.62.-Вып.3.-С.547-555.

3. Влияние всестороннего давления на образование аустенита в сплаве Ре-28%АД /В.И.Зельдович, В.А.Теплов, И.В.Хомская, К.М.Двмчук, А.Н.Мартемьянов / ШМ.-1987.-Т.64.-Вып.I.-C.II3 -118.

4. Зельдович В.И., Хомская И.В. Влияние скорости нагрева и исходной структуры на процесс образования аустенита в низкоуглеродистых сплавах Fe-6%//t/®,1М.-1988.-Т.65.-Вып.2.-С.Зб5-374.

5. Зельдович В.И., Хомская И.В., Садовский В.Д. Образо -вание видманштеттовой структуры аустенита /'ДАН СССР.-1988. -Т.299.-# I—C.II9-I22.

6. Образование линзовидных кристаллов аустенита при нагреве под давлением /В.И.Зельдович, И.В.Хомская, К.М.Демчук, А.Н.Мартемьянов /] ДАН CCCP.-I989.-T.305.-№ 5.-C.III6-II20.

7. Мартенситные превращения, вызванные действием высоких статических и динамических давлений /В.И.Зельдович, И.В.Хомская, Е.Ф.Грязнов и др. // ФММ.-1990.~№ I.-C.I5I-I58.

W*

Отпечатано на ротапринте ИФМ УрО АН СССР тираж 100 эак.84-Подписано к печати П/Ш-90г.НС23138 объем I печ.л.

формат 60x84 1/16 бесплатно