Рентгенографический анализ кристаллических структур и их несовершенств при неразрешающихся дифракционных мультиплетах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

■ ' На правах рукописи

-- Л.

=>.•". .".4?. . ,. ■

Д. - УДК 539.26156:621.785.72(043.3)

•о?1

.ТКАЧЕВ СЕРГЕЙ ПЕТРОВИЧ

РЕНТГЕНОГРАФИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СТРУКТУР И ИХ НЕСОВЕРШЕНСТВ ПРИ НЕРАЗРУШАЮЩИХСЯ ДИФРАКЦИОННЫХ МУЛЬТИПЛЕТАХ

01.04.07-"Физика твердого тела"

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора фишко-матемнтичеекпх наук

Автор

Самара - 1997

Работа выполнена во Всероссийском научно-исследовательском институте разработки и эксплуатации нефтепромысловых труб

Официальные оппоненты•:

доктор физико-математических наук, профессор Петрунин В.Ф. доктор физико-математических наук, профессор Иванов А.Н. доктор технических наук, профессор Ботпина Л.Р.

Ведущая организация : Самарский филиал Физического института им. П.Н.Лебедева РАН

Защита состоится " {Ч " и >1Г)-'^ л_1997 г. в {{ часов на

заседании диссертационного совета Д053.03.02 в Московском государственном инженерно-физическом институте (техническом университете) по адресу : 115409, Москва. Каширское шоссе. 31. Тел. 32484-98,323-91-67.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МИФИ (115409, Москва, Каширское щ.. 31).

Автореферат разослан "шАиаЛ 1997 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

доктор физ.-мат. наук, профессор Е.М.Кудрявцев

Подписано к печати " 1997 г.

Типография МИФИ, Каширское ш., 31.

Заказ № '1М. Тираж -(СО ^.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Несмотря на широкое распространение к обширный круг проблем, решаемых с помощью рентгеноструктурно!о анализа, исследование кристаллических структур и их несовершенств при неразрешенных дифракционных мультнплетах сталкивается с серьезными затруднениями. Трудности связаны с выделением синтезов, составляющих мультиплет, определением их положении. интегральной ширины и интенсивности.

Исходная информация, необходимая для разделения мультшшета, содержится в экспериментально найденной зависимости интенсивности рентгеновской линии ог угла дифракции, априорной физически обоснованной гипотезе о строении мультпплета и. в зависимости от применяемого метода, сведениях о форме синглегов. их абсолютной или относительной интенсивности и положениях. После обязательного устранения систематических погрешностей рентгеновской днфрактометрни объем полезной ниформа-цни ограничивается разрешающей способностью используемых методов и пуассоновым разбросом интенсивности вследствие флуктуации числа отражающих объемов и квантовой природы рентгеновского излучения. Поэтому для решения поставленной задачи необходимо не только разработать способ разделения, но ir оценить его погрешность, рассчитать параметры эксперимента, обеспечивающие требуемую точность измерений, провести статистический анализ приемлемости исходной гипотезы.

Одна и) возможностей определения отдел!.пых параметров мультпплета заключена в анализе формы его профиля. С этой целью в ряде работ, ограничиваясь первым этапом разделения, предлагается использовать моменты высших порядков и гармонический анализ. Однако, как показано в Диссертационно!"! работе, методы, в основу которых положен указанный принцип, отличаются низкой разрешающей способностью. Высокая погрешность распространения и неоднозначность математического решения систем.уравнении гармонического анализа существенно снижают практическую ценность этих методов в случае близких значений вульф-брэгговекпх углов отражений. Но даже при наиболее благоприятных условиях : значительных меженнглетных расстояниях, достаточно интенсивных отражениях и максимальном наборе количества импульсов в процессе построения профиля липни применение коэффициентов Фурье возможно лишь в узких интервалах междублетиых расстояний.

lîo.aee корректным является метод Ритвельда, основанный на количественном рентгенофазовом анализе н методе аппроксимаций. Но. обладая рядом достоинств, метод в основном используется в рентгеноструктурпом знализе для уточнения интегральной интенсивности неразрешенных лшглетов и формы их профилей. К тому же его реализация требует внеде-шя многочисленных уточняющих поправок, определяемых приближенно.

Отсутствие удовлетворительных методов исследования фазовых и структурных превращений при наложении дифракционных линий делает невозможным решение ряда важных проблем металлофизики и физики твердого тела. Так, выявление и последующий анализ структурного механизма формирования прочностных свойств ОЦК металлов, в частности, отпускной хрупкости сталей и сплавов на основе железа, требуют определения размеров элементарных ячеек тетрагональных и ромбических структур, структур с наведенной тетрагональностью, исследования как одно- так и двухфазного распада мартенсита, а также решения других задач, связанных с разделением мультиплетных отражений. Поэтому весьма актуальным является: а) создание нового, способного решать поставленные задачи методического обеспечения, б) его практическое применение для решения некоторых проблем металлофизики, которое невозможно осуществить друг „ гими методами.

Исследования такого рода, с одной стороны, вносят важный вклад в развитие общей теории физики прочности и'пластичности,'.с другой -углубление знаний о механизме пластической деформации и разрушения расширяет возможности целенаправленного поиска средств борьбы с такими явлениями, как хладноломкость и отпускная хрупкость, серьезно ухудшающими прочностные свойства ОЦК металлов.

Цель работы. Разработать методический комплекс, позволяют)»! проводить надежные рентгенографические исследования однофазных и многофазных кристаллических структур с мультиплетными дифракционными отражениями. Оценить погрешность методов, входящих в его состав.

Для обеспечения требуемой точности измерений исследован, возможность наиболее полного исключения систематических и уменьшения до необходимого уровня случайных погрешностей ренгеновской дифрактомет-рии.

Составить программу, позволяющую полностью автоматизировать процесс обработки исходных рентгенографических данных.

С помощью разработанного методического обеспечения, включающего в себя вновь созданные и усовершенствованные рентгенографические методы анализа кристаллических структур, провести исследование фазовых и структурных превращений в среднеуглсродистых низколегированных и некоторых быстрорежущих сталях при различных режимах термического н термомеханического воздействия.

Используя результаты рентгеноструктурного анализа, данные просвечивающей и растровой электронной микроскопии, электронноопгп-ческой и рентгеновской фрактографий, рентгеновского микроанализа и механических испытаний, выявить структурный механизм развития отпускной хрупкости и формирования иных прочностных свойств исследуемых сталей.

Научная новизна. Разработан комплекс рентгенографических методов исследования кристаллических структур, несовершенств кристаллического строения и фазовых превращений при неразрешенных дифракционных отражениях. Основой комплекса является метод центроидов, позволяющий проводить прецизионные измерения размеров элементарных ячеек-фаз. участвующих в отражении, и определять относительные интенсивности синглетов, составляющих произвольный мультнплет. При этом не накладывается принципиальное ограничение на число неизвестных параметров. Высокая разрешающая способность метода обусловлена применением в расчетах центров тяжести дифракционных линий, что пошоляс! наиболее полно исключать систематические погрешности рентгеновской днфрактометрии и необходимость подбора функций, аппроксимирующих профили синглетов. Предлагаемый метод открывает повое направление в рентгенографии структур с мультнплетными отражениями.

Для анализа несовершенств кристаллического строения предлагаются способы определения межеинглетиых расстоянии, интегральной ширины синглетов. а также построения их профилей в случае дублетных и мультн-плетных линий. Состоящих из произвольного числа отражений.

С помощью разработанных методов получены новые экспериментальные результаты, благодаря которым удалось ответить на некоторые вопросы металлофизики, имеющие не только теоретическое, но и практическое значение.

Установлена идентичность ряда структурных характеристик сталей, находящихся в состоянии обратимой и необратимой отпускной хрупкости.

Исследования показали, что количество отпоен тельных минимумов па кривой КСU = / (7',„ш) соответствует числу легирующих ^фондообразующих элементов. Хрупкое разрушение может носить как межзеренный. так и межеубзеренный характер, но в любом случае структура стали, находящейся в состоянии отпускной хрупкости, является тетрагональной.

Установлено, что вязкое и.хрупкое разрушения происходят при оди-. паковой относительной пластической Деформации поверхностного слоя излома. но во втором случае уменьшается объем металла, деформированного при распространении трещины.

Отпуск при температуре развития хрупкости приводит к перераспре; делению легирующих элементов и формированию .смешанных зон. имеющих тетрагональную кристаллическую структуру с упорядоченным расположением легирующих элементов замещения и внедрения.

Анализ полученных результатов по ¡водил предложить единый cipsK-турпый мехашпм развития как обратимой, так и необратимой ошуекпои хрупкости. Решающую роль при этом играет вмпмодействпе тетрагональных дефектов кристаллической структуры с подвижными дислокациями, что приводит к концентрации пластической деформации, возникающей при распространении трещины, в тонком поверхностном слое и уменьшению тем самым работы разрушения.

Практическая ценность. Фазовые и структурные превращения, протекающие как в одно- . так и многофазных кристаллических объектах при неразрешенных дифракционных мультиплетах с незначительными меж-спнглетнымн расстояниями, могут быть изучены с помощью предложенных Методов, благодаря их высокой разрешающей способности, а полученные результаты и установленные закономерности расширят и углубят представления о физической природе процессов пластической деформации и разрушения. Они могут быть использованы при разработке общей физической теории прочностии пластичности кристаллических материалов.

Кроме того, результаты проведенных исследований и представления, развитые на их основе, могут служить теоретическим и экспериментальным обоснованием для разработки технологии формирования оптимальной структуры материала для конкретных условий эксплуатации, что повысит надежность и срок службы изделий из металлов и сплавов с О ЦК структурой. В частности, при термообработке надел 1111, эксплуатируемых при пониженных температурах, необходимо учитывать, что после закалки и отпуска сталей при температурах предвыделения различных равноосных карбидов формируются объемы с упорядоченным расположением легирующих элементов, что сопровождается развитием отпускной хрупкости и ухудшением прочностных свойств металла.

Исследования показали, что отпуск закаленных сложнол«'кропанных сталей при температурах возникновения обратимой отпускной хрупкости приводит к растворению термически неустойчивых карбидов и ропу тет-рагональности структуры, что обусловлено увеличением концентрации и степени тетрагональностн смешанных зон. Причем, процесс упорядочения протекает не только в а - Гс , но и в аустените. Рост тетратональности сопровождается уменьшением ударной вязкости.

С позиций установленного в работе структурного механизма отпускной хрупкости для устранения отрицательных последствий этого явления необходимо динамическое нагруженне, значительная пластическая деформация в условиях высокого гидродинамического сжатия или иная обработка, освобождающая. часть дислокаций от жестких стопоров, какими являются смешанные зоны с тетрагональными дефектами кристаллической структуры.

Результаты производственных испытаний подтвердили справедливость вывода о параметрах структурного состояния, необходимых для реализации требуемых прочностных свойств сложнолегированных сталей. Износостойкость режущего инструмента, изготовленного мз исследуемых быстрорежущих сталей методом горячего гидродинамического выдавливания в режиме ВТМО по рекомендованной технологии, увеличилась в полтора -два раза. ; ;

Защищаемые положения. На основании полученных автором диссертации теоретических и экспериментальных результатов сформулированы следующие основные положения, которые выносятся на защиту :

1. Разработанный комплекс рентгенографических методов. коюрые. не накладывая принципиальных ограничений на число неизвестных параметров, впервые позволили

• проводить прецизионное определение размеров элементарных ячеек кристаллических структур с мультиплетными дифракционными отражениями без использования функции, аппроксимирующих профили синглетов

• оценить принципиальные возможности гармонического анализа при хчиении згой проблемы ; . •

• выявлять скрытую тетрагональность кристаллических структур : . • осуществлять разделение произвольных мул'ьтннлегов ;

• оптимизировать анализ дифракционных дублетов.

2. Совокупные результаты экспериментальных исследований: свидетельствующие о едином структурном механизме развития обратимой и необратимой отпускной хрупкости изучаемых сталей.

3. Данные рентгено-фрактографнческого анализа, из которых следует. что вязко-хрупкий переход характера разрушения исследуемых сталей >бусловлен уменьшением толщины слоя металла, деформированного рис-" фостраняющенся трещиной при постоянстве его критической деформации.

- 4. Физический механизм развития отпускной хрупкости сталей, обус-ювленный взаимодействием подвижных дислокаций с тетрагональными ¡.ефектами кристаллической решетки.

5. Интерпретацию зкепериментальных результатов с помощью выявленного в данной работе структурного механизма отпускного охрунчшул-1ия сталей.

Апробация работы. Основные результаты и положения докладыва-ись п обсуждались на следующих конференциях и совещаниях : седьмой и осьмой Всесоюзных конференциях по физике прочности и пластичности [еталлов н сплавов, г. Куйбышев; 1973. 1976 г.г. ; научно-техническом со-ещаппп "Горячее гидродинамическое выдавливание инструмента и дега-ей машин", г. Минск. 1975 г. : научно-технической конференции ИМИ финки ЛИИ, г. Ленинград. 1975 г. ; научно-технической конференции Применение горячего гидродинамического выдавливания для изготовле-ия режущего инструмента", г. Куйбышев, 1976 г. ; юбилейной научно-гхннческой конференции, посвященном 60-летшо Велико»! Октябрьской :>циалйетической революции, г. Куйбышев, 1977 г. : постоянном Вссажм-ом семинаре "Физико-технические проблемы поверхности мета т/он", ПИ, г. Ленинград. 1982 г. : девятой и десятой Всесоюзных конференциях.

физике прочности и пластичности металлов и сплавов, г. Куйбышев. )79. 1983 г.г. : постоянном семинаре но дифракционным методам исследи-1ния искаженных структур, г. Череповец. 1985 г. : одиннадцатой п лнеиал-

цатой Всесоюзных конференциях по физике прочности и пластичности металлов и сплавов, г. Куйбышев. 1986. 1989 г.г. ; четырнадцатой Международной конференции по физике прочности и пластичности материалов, г. Самара. 1995 год.

Публикации. По материалам диссертации опубликована 4! научная работа.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения и списка литературы. В диссертации содержится 339 страниц (из них 213 страниц текста), 80 рисунков, 24 таблицы. 342 ссылки на работы отечественных и зарубежных авторов.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность, научная новизна и практическая ценность рассмотренной темы, даны краткая характеристика диссертационной работы и защищаемые положения. -

В первой главе показано, что специфические особенности методов." основанных на анализе формы профилей линий, не позноляют проводин, исследования кристаллических структур с перекрывающимися дифракционными рефлексами в общем случае, т.к. возможности тгнх методов суще-' ственно ограничены. Исходя из лого, п диссертации разработай методический комплекс, который значительно расширяет область применения рентгенографии в исследовании структур с мультннлетнымн отражениями, повышает точность измерений, в частности, открывает возможность получения новых результатов при реитгеноаналнзе изучаемых в данной работе материалов.

Определение размеров элементарных ячеек п относительной интенсивности отражений при неразрешенных .иультшыетах. Центр тяжести любой мультиплетной линии определяется без предположения о форме профилей синглетов выражением

m

9, = ----. (I)

' fft

Y.J,k nk *=i

где 5,— центр тяжести /-го мультнплета, .¡¡к - интегральная интенсивность А-го синглета, 3 ¡k — 9 ik{^к j) ~ положение центра тяжести к-го синглета, aki - параметры элементарной ячейки, пк - процентное содержание А" - фазы, ш - число фаз. участвующих в отражении.

В общем случае

Лч = Л-с/{9)1\ -¡/-¿12е-2/',- А(&) .

где У» - интенсивность первичного пучка, с - константа, определяемая условиями съемки, /(&) - угловой множитель, Рк - фактор повторяемости,

| Рк\~ - структурный фактор, - температурный множитель, -объем элементарной йчейки, - абсорбционный множитель. Система уравнений (1) решается одним из методов численного решения систем трансцендентных уравнений, а в некоторых наиболее простых случаях возможно графическое решение. Расчеты существенно упрощаются при исследовании однофазных структур. .?.

Досгоииство предложенного метода состоит в его высокой -разрешающей способности, в том, что не требуются предположения о форме профилей и не накладываются ограничения на число неизвестных параметров. Анализ возможностей метода центроидов показал, что он позволяет определять размеры элементарных ячеек тетрагональных структур при степени тетрагональное™ >1.002 .

Учитывая большой научный и практический интерес к изучению мар-тенентных структур и тот факт, что объектами исследования являлись различные сзилк. ниже показана возможность применения для этих целей метода центроидов.

Мартенситныс структуры сталей. Из выражения (1) и квадратичной формы тетрагональной сингонин следует :

3.9 {2оо| = 2 агсБШ — + агеэт — , (2)

I 1

I

, . П; . ¿V2

3^{2Л0| = 2агс*т^—+ +агс51п—, (4)

'"■'-.. . 1 I

■0 . хМ . Х( 9 I Ъ . . Х( 1 9^12

35 (зю} = агсяп + агс51п т! — + т! + агс!5ш 71 +1 ''

2с, 2\(Г- 2

I •

= агс^пД + — 2 , (6)

с-*

где - центроид мартенентного дублета, определяемый эксперимен-

тально, Л =

+ Яка2 3

, Л ца -длина волны ки - излучения, для расче-

та одного из параметров, например а . из уравнений (2) - (6) нетрудно получить

I

310}-{222}

. Я|л/Го . я,

ЪЭ\- агат —=--агсзш —

2а

? 1 • 2 „ \а1 Л\ , ,

2

I

(7)

• Я,( 9 • 2 о »7

-агсзт—-^—хт

-><«)<з

= 3^( -агсзт-

310}—{220} - ■ -------- 2

8 I " : г 1

—— + —— вш —

а2 4 2

Г™ ■

35 ■> - агат —— V и )

1

2 ;

- агсБт -

Я,

9-2»

—г-МП -4 2

392 -агсьт

Л2ЛЛ

2 . Л|л/|0

- агс5т -

2а

(8)

><"){2М}-{222} =3,91 - агсап-

и

52 +

"2/

I

• агсБШ

л/2

2 • 2 о 3

, ,т5Ш

чЯ2 о У

т

М

{211}-{220}

= 33| - гагат —

1 2 '

ЯГ 2

я 2 V?! 4

51П - 3<92 -агсБШ-——I +

• я,

- агаш ~т=

Л

. 2 1 (.„ . Я2л/2| 1 т - 35 2 -агсБШ ■ .■ —г

21. а ) а1

(Ю)

М

{220}—{222} = 3,9> -гагсмпЯ,

чя2 «у

2 • Я,л/2 . -агсвт--; (II)

2

ю

I ' . 2^„„ • , ' • ' ¿2 5 [ 3«92 - 2агс5ш — + —

а

а

■ агсв^

л/2

Д-5Ш2(з197 -2агсвт —| + Д~ 1лг * . «) а2

здесь ~ невязка численного решения для пар линии с

индексами к1 /(} и {/;2 к2 Л) . - исправленный на систематические погрешности центроид тетрагонального дублета с индексами {А, />} . Л/ - длина волны соответствующего излучения ; если съемка проводилась в одном излучении,, то Я( = Л2 . Подставив найденное из выражений (7) - (12) значение а в соотношения (2) - (6), можно найти второй параметр тетрагональной ячейки г. Как в первом, так и во втором случаях решение находится из условия ■ М")^,/,}-{/», л,=

Из графика зависимости .»{я){22о} п-кр = Л") <Р"с1> сле-

дует; что при 1.26148 и 1.30848 существует два решения

указанной системы : щ ~ 0,28611 нм и сп = 0.28905 нм. Используя эти значения, из выражения (4) находим о = 0,29077 им и сг = 0,28487 нм. Из условия с > а следует, что физическим решением задачи являются параметры (И = 0,28611 нм и о = 0.29077 нм. т.е. нулевое приближение при численном решении уравнений следует выбирать из условия ш < ш и определять только первый корень. Величина максимальной погрешности а для различных условий съемки приведена на рис.2.

Порядок проведения расчетов состоит в следующем. Последовательно находится ряд значений (ак ) = Л ("о + ^ где "" ~ пулевое приближение, меньшее «1 , к — 0, 1,2..... До- шаг сканирования. Операцию повторяют до тех , пор, пока , не: найдутся значения Ук{"к)< О» Ул+|(«у+|)> О .Тогда

- , ~ак+1 Ук " " ;

' .а1 =-■-~ -'•••-'"

П

S 2 а. <Ь X 1 - г з

<? J | / ' ' 1 \ |

' олт ; 0,287 0,2X8 \ 0,290

- I I ! Параметр.а, им - \ i ■ ■ 'I

-2 _ ; '' *

Рис.I. Зависимость ^ } _ j/,, * / J = /(«) для отражений S .

I - {200} Сг Да - {211} СгДог: 2-{220} Fc ка-{310J Fc/v/i: 3 - {222} Со АД-{310} Со Да

s

X

УХ Т

о о * —

s ^

X < и ,_,

I!

М о

X .X

5 3

У I»

§ е-

14 О

m с

¡,005 1,014 1,022 1,030 Отношение параметров, с/а

Рис, 2. Зависимость параметра а от степени Тетрагональности структуры для линий

1 - {222} С окр- {310} Со к а ; 2- {220} Fe ка-{310'FeA/?; 3- {200} Сгка -{211} Стка , 4-{110} Сг ка - {211} Сг Аа

5

4

3

В общем случае кристаллическая структура мартенсита имеет ромбическую сингонию. Для определения параметров а, Ь и с элементарной ячейки ромбического мартенсита, из выражения (1) и соответствующе!! квадратичной формы следует:

Л

. я, , «

arcsm —- 1 + — 2«l Ь

. Л,

+ arcsin — 2 а

1 +

"Л

С J

Л] I ci~ (Г + arcsiu — — +

h1.

/

+ arcsm •

2а

)

, а2Ь ■ Я -> 11 а

i + —— - + arcsm —=• 11 + : h2 - 2 а

с~ J

+ arcsm

l2I 2a

f 7

a~ a

b'J

Э-, =

A А л

2| arcsin — + arcsin — + arcsiri —! + и h с.

9X =

. Лi Л7 - Л^

+ arcsm —+ arcsm —+ arcsm —~ a ' h с _

. A[ f a2 a1^ arcsm —- 4 + — + ~

м ь1 г-j

+ arcsin

4_ 2a

I + 4

ь-

+ arcsm ■

. Л, + arcsin —-..... 2 a

I a~ A "

I + —- +4 —

1

- \ У

b~

+ arcsin ■

/

I A ° °

I + 4 — + — b

y

С /

2a

■

+ arcsm -2a

( 1 y\

A a' °

4 + — + —

b

с

/

I A °

1+

b~ c~

i

-1 ■>

где i92, - центры тяжести отражений {110}, {200}. и {211} соответственно,-Аи A i - длины волн ka¡ и излучений. Аналогичный

вид имеют уравнения для отражений с другими индексами Миллера. Для определения размеров элементарной ячейки в этом случае необходимо решить систему из трех трансцендентных уравнений одним из методов численного решения. .

Система уравнений (I) дает возможность исследовать и наиболее сложный случаи - двухфазный распад мартенсита.

Анализ дефектов кристаллического строения требует разделения мультиплетных отражений, т.е. определения интегральной ширины, но-

строения полного профиля или расчета коэффициентов Фурье составляющих их линий. Сведения о положении синглетов и их относительной интенсивности. необходимые для разделения можно получить с помощью метода центроидов, но существуют и другие возможности определения указанных параметров.

Возможности гармонического анализа. Как показано в диссертационной работе, в случае тетрагональной структуры существует зависимость

. 6 'В I S A sm ля

-arclg-~L= пя—~ arag—--±Лтс (13)

А„ 1 + к I , , о

" 1 + A-cos и л- -

' I ■• ■

где А„ и В„ - коэффициенты Фурье разложения профиля линии, п - порядок коэффициентов. А - относительная интенсивность синглетов. Д - целое число, /- ширина интервала сканирования, 8- межеинглетное расстояние. Решая систему уравнений (13), можно не только однозначно определить значения А и <5, но и оценить границы применимости гармонического анализа при определении положений отдельных составляющих мулыипле-та и их относительных иитенсивностей. Наиболее просто система уравнений (13) решается графически с помощью номограмм, выражающих зависимость

"^{УлУЛ"-^)- m

Для каждого порядка используемых коэффициентов Фурье необходимо построить семейство зависимостей (14) при постоянном п и переменных к и 8/1. Затем две номограммы располагаются так. чтобы их оси

В

ординат были коллинеарны. Проводят прямые arcig — = «>iisi . Из точек

Л '

пересечения этих прямых с линиями номограмм, соответствующих равным к, выбирают те, которые лежат на прямой, параллельной оси ординат. Таким образом находится к , а пересечение этой прямой с осыо абсцисс определяет величину 8/1.

Из анализа полученных выражений следует : а) наибольшую погрешность в расчеты вносят коэффициенты Фурье первого порядка, б) с уменьшением межеинглетных расстояний погрешность гармонического анализа мулътиплетов существенно возрастает, в) с помощью гармонического анализа могут быть исследованы стали, в твердом растворе которых содержится более 0,5% углерода, г) переход к более Длинноволновому излучению не внесет существенных улучшений, т.к. отношение 8/1 при этом не изменится, д) применение коэффициентов Фурье требует осторожности, т.к. даже при значительных межеинглетных расстояниях в некоторых интервалах значений 8/1 погрешность измерений неограниченно возрастает. Независимо от вида функции, относительная погрешность

ограничения, так же как и величина коэффициентов Фурье, определяется числом заданных ординат и методом расчета. В значительно меньшей степени эти факторы влияют на отношение синусных и косинусных коэффициентов. Следовательно, основным параметром, кменьшающим погрешность измерений, в данном случае является не число, а точность определения ординат.

....... Графический метод; Универсальным методом определения размеров

элементарных ячеек, следовательно, степени тетрагоналыюстн и междублетных расстояний, пригодным как для низко- , так и для сложнолегиро-ванных углеродистых сталей, является метод центроидов, предъявляющий высокие требования к точности определения положений линий и требующий для своей реализации решения систем трансцендентных уравнений.

Задача существенно упрощается, если объектами исследования являются низколегированные стали н не требуется высокая точность абсолютных измерении. С помощью соотношений

а = а0-0,015р А, с =% +0,118р А . справедливых.в этом случае, и выражений (2) - (6) : несложно построить зависимость p=f(A9),c/a = J'(A9) и &= /{А9),. которые можно использовать для графического определения процентного содержания углерода р . степени тетрагональное™ с/а и междублетных расстояний S. Здесь т - размер элементарной ячейки эталона - образца, изготовленного из исследуемого материала, но с полностью распавшимся мартенситом и неизменной степенью легирования твердого раствора. Д.9 = 9Э - 9t)!-v , где 9 .j и 9„-

центры тяжести линий эталона и образца соответственно.

Рядом авторов в качестве рабочей предлагается использовать линию (222). Достоинство ее в том, что она ие разделяется за счет тетрагональности на дублет и легко рассчитать положение ее центра тяжести 9 = / («,(). Однако регистрация линии осуществляется в Си ка- излучении. Обязательное применение монохроматора при этом значительно снижает и без того слабую интенсивность отражения, что требует сканирования профиля с длительной до двухсот секунд экспозицией в каждой точке.

Как показано в данной работе, использование линий (211), (220) и (310), снятых в Сг ки , Fe ка и.Со ка излучениях соответственно, существенно уменьшает время эксперимента при сохранении точности измерений.

Существует и другая возможность определения величины меж-еннглетпых расстояний тетрагонального дублета :

................• И5)

Построение профилей синглетов. Исследование несовершенств кристаллического строения является одной из важных рентгенографических задач, решение которой осуществляется множеством способов, но при од-

ном необходимом условии : наличии одного или нескольких полных профилей отдельных линий, свободных от наложения соседних рефлексов.

В случае мартенситных структур, для которых мультиплетное строение отражений обусловлено особенностями кристаллического состояния и спектральным составом ка - излучения, существует возможность расчета коэффициентов Фурье профилей синглетных линий, необходимых для построения этих профилей, если определены межеинглетные расстояния и коэффициенты Фурье профиля мультиплета. Для тетрагональных структур справедливы выражения

; ; р'п~ 1+А'со5——- •

/

(лг+(й)

b"=a'»q\ + h»%- q'n = к's\n-~-\

(/>;,) +('/«) ' ; V;

пг + 1Г ■ - I . ■

Рп + '/«

пяА

2 2 ' ------ I ';

■ ■ р',+<]» v.. :: .'■'.. ■ '■ •

/(*) s £("«'cos"у-+ hnsin~7-) • - ■:■

где а„ и А„ - коэффициенты Фурье экспериментального мультиплета, <>' и Д - междублетные расстояния тетрагонального и ка - дублетов соответственно, к и к' - относительные интенсивности синглетов. /(л) - функция, описывающая профиль синглета.

Дифракционный профиль ромбического мартенсита после исправления на ка -дублетность будет состоять из трех синглетов /(.v) = /,(.v) + ^(.v-íy|) + /(.v_^) . Откуда ■ •. . .■.''.

д„_ а'пР'п + Кч'п . b'nPn-<4'„ ; ^

(tiffin)7 ' (Г1,)2+Ш2' . (17)

плб\ плбу . . пл81 . пя8у р'п = I + cos '. + cos—q'„ - sin—-— + sm——,

Межеинглетные расстояния А и 8z находятся с помощью квадратичных форм ромбической сингонии, после того, как параметры элементарной ячейки определены. Очевидно, этот расчетный прием можно распространить на любой дифракционный профиль, состоящий из произвольного числа синглетов. Он дает возможность, имея коэффициенты Фурье мультиплета, определить коэффициенты разложения синглета. Считается, что все

сииглеты описываются одной функцией и отличаются только сдвигом фаз и интенсивностью.

Для разделения тетрагонального мультиплета можно, воспользоваться методом Киттинга. Выделив ка] - составляющую, по аналогии, представим формально, что тетрагональны!! дублет образован наличием двух излучений с длинами волн Я\ "и Л\. Тогда масштабный множитель будет равен

т — -

(18)

Л 2 1 +8-с1ц9

После этого можно воспользоваться математическим аппаратом того же метода. .. . • . -..' '. " ■ " ' „ . .. ...

"Длз проведения некоторых исследований необходимо знать только интегральную ширину синглетов. В диссертационной работе предлагается несколько вариантов решения этой задачи.

Графоаналитический метод. Простейшим случаем мультиплета является, дубдет! Пусть профиль одной из составляющих ка дублета описывается функцией ;/0Д.9) у; Поместив начало координат в центр тяжести ддублега. получим / .

1

где Jl) - максимальная интенсивность к(1[ - составляющей. Из приведенных

уравнении следует

тогда

V 3 л/„

здесь В-интегральная ширина синглега. площадь, ограниченная профилем линии и фона.

Если степень тетрагональное™ больше единицы, то тетрагональный мультиилет состоит из четырех синглетов. Рассуждая аналогично предыдущему, получим

у0 = ___ 45 9 ■-'

д — Д

где Jl, У?, J}, .Л - экспериментально измеренные интенсивности в точках с координатами

соответственно, Д и д- межсинглетные расстояния ка и тетрагонального дублета, '.■■''•■•.-'.■'■.'■•.''- ::'•.■

: 9■•'о:-:'-"-:. ч'■

Достоинство методов в том, что не.требуется .знание аппроксимирующих функций. ' • ' ' // /

Аппроксимационный метод разделения произвольных мульТ иплетов. Несмотря на то, что проблема выделения компонент мультнплетных линий остро стоит во многих разделах физики, общего решения она пока не полу-, ■шла. Как известно, выделение состоит в построении профилей еннглетов. *■ или определении их интегральной ширины. Но большинство существующих способов предназначено для дублетных линий и неприменимо в общем -случае. . . ■-.'л "'' '"

Учитывая актуальность проблемы, в данной работе предшп-ается метод' определения интегральной ширины синглетоп в случае произвольного/" мультиплетного отражения, профиль которого описывается функцией; ;

= -а,) . (19)

где Л - максимальная, а Л, - относительная интенсивности еннглетов. /,(.\ ) -функция, описывающая профиль I- го синглета, а, г абсцисса его максимума. Интегральная ширина мультиплета определяется выражением

. - 5 =----, -./'. (20)

ЕЛ'Мхо~а>) >г •

здесь хи - положение максимума мультиплета, bi - интегральная ширина ¡-го синглета. Экспериментально установлено, что профили еннглетов могут быть описаны функциями типа Гаусса, Коши и квадратичной Коши. . /.

Уравнение (20) содержит л+1 неизвестных. Дополнительное уравнение найдем из условия : , . Г

= о. (21) , /

Для однозначного решения систем уравнений необходимо установить (/¡-I) связей между Ь^ . Положения синглетов а, можно определить методом ; центроидов. ' , ; . •• . / ■ . ■ ..-/'./... •'

Поскольку синглеты, составляющие мартепситный мультинлет, имеют одну и ту же ширину Л, = Ы , то / .;

ш

в=

0-V

(22)

где a = const.

Для, тетрагонального мартенсита из выражения (22) при указанных "аппроксимациях имеем

В = 9Ь|4е.хр(-A 2.v,?} + 2exp|-/vl2(х0 - ¿)2j + 2exp|-A,2(.v0 + Д)21 + exp[-A-,2(.v0-d'+Д)2| , .... .......

/i = 9/|4(l fAivj)"2 + 2[l + А|(л0 -Л)2]"" + 2[l + Aj(.v0 + A)2]

+ + A"2(.v0 - S + Д)

здесь A,2 = V2 ; k\ = -"У, ; k\ =

+ A2-V()|~+ 2|i + A2(VQ -rf)2] '+ 2jl +А|(Л0 + A)2

-I

(23)

h

M

(24)

Кроме того, из формулы (22) следует

<¥. | . -о. : .........■•■■

- Координаты (до , Л»)' максимума зависимости Л=Л(л-) однозначно определяют положение максимума мультиплета д» и ширину спнглета Л» .. Таким образом, определить величину Ли можно или решив систему уравнений (21Т22), или с помощью соотношения (24).

Во втором случае для тетрагональных структур используются выражения (23) или подобные им в общих случаях произвольных мультиплетов. Алгоритм поиска решений состоит в следующем. С определенным шагом Дл-"задаются три значения л, .: . .

Л| = Л х ■ I ; .у2 = Л г • (/' + I) ; л'з = А л- ■ (; + 2);

где ( = 0, 1,2.....Значения .у, п экспериментально найденную величину В

подставляют в одну из формул (23) . Решая уравнение с одним неизвестным, например, методом хорд, находят три значения Ь\ . Л:. Лз соогве!-

14 *

ственно. Величина / изменяется до тех пор, пока не выполнится условие Ьг > Ы и Ьг> Ьъ . После этого через три точки с координатами (.*• . (л'2, Л:), (л'з,/>з) проводится парабола

/>=А(л + «)2 + , (25)

максимум которой и определит искомое значение Л» (рис. 3) •

Рис. 3. График зависимости Ь~Ь(х) для отражения (211) Аппроксимация Коши.

Из выражения (25) следует 1

^ .= - *о)2 -Л (>-2 - *о)2 У :

(дг, -х0)2 ~{х2-х0)2

{Ь1-Ь3)(х1-х1)-{Ь1 -л-з2)

где А"° ~ 2[(Л, -хг)-(ь-ь)^ -*3)]' Л : : ; ;

С помошью составленной программы все расчеты выполняются на ЭВМ. ' .. . / . .■ ,/ ■ ' '.':

Используя уравнения (23) и условие /'(л*о) = 0--в работе установлена связь между междублетным расстоянием ка - дублета, шириной синглета ; Ь и положением максимума цублета. Из расчетов следует, что абсцисса мак-

симуму дублета в зависимости от величины указанных параметров смещается в интервале -г | . Поскольку строгий учет этого смещения невозможен, то.при проведении прецизионных измерении следует псполью-вать центры тяжести дублетов, на положения которых данные паражчры не влияют. Очевидно, сказанное относится и к мультиплетпым отражениям.

. Вторая глава посвящена вопросам повышения точности ре1 т омографических измерений, т.е. разработке и совершенствованию методов исключения систематических погрешностей и уменьшению случайных ошибок, обусловленных флуктуациямн интенсивности рентгеновских отражений. Требование исключения погрешностей рентгеновской дпфракзомег-рии является основным при проведении прецизионных измерений.

Случайные ошибки. Как показали расчеты, доверительный интервал центра тяжести дифракционной линии, обусловленный статистическим характером рентгеновского излучения, определяется выражением

: : 4 А,9|(„(---/<„ (а?,

•"■ ; Г I V : Г 2 зУ2

— »1- иГ(1Х»1Л+ (/ЯIII

чг \ . ж. 3 )

СГ ,=-—='---:---—--: '

где ^а'Г агахтя

рЛп

Р - интегральная ширина линии, ш - ширина интервала сканирования в масштабе р , J^^ - максимальная интенсивность линии Уф - интенсивность фона, t| = Jф/Jo. Т - время эксперимента, к0- коэффициент Стьюдента. Увеличив время набора импульсов, можно уменьшить погрешность эксперимента Адо требуемого уровня.

•• В теории рентгеновского анализа не исследован вопрос о влиянии размеров кристаллитов на дисперсию центроида рентгеновской линии. В данной работе показано, что среднеквадратичная погрешность, центроида, обусловленная величиной кристаллитов, равна

егд = £■

У/УА-У 2 л/яг'

я

агах ш - . 1 (»

2 п1 я

♦ V)

агс/ц щ -

здесь Л\- - шаг сканирования, величина которого ограничена со стороны малых значений и определяется размерами блоков, е— вариация числа кристаллитов, находящихся в отражающем положении.

Величина от не зависит от времени регистрации линии и определяется лишь геометрическими условиями съемки и размером кристаллитов.

Оптимизации эксперимента. Несмотря на широкое применение рен-гснографических методов, в исследовательской практике не существовало обоснованного метода оптимального планирования ряда экспериментов, обеспечивающего заданную точность измерений при наименьших затратах времени. Исходной величиной, определяемой экспериментально при проведении некоторых расчетов, является момент нулевого порядка профиля линии. Дисперсия этой величины определяет погрешность последующих вычислений. Параметрами эксперимента здесьЯвляются : число шагов сканирования и время набора импульсов в каждой точке углового интервала сканирования. Для решения этой задачи в диссертации общая погрешность измерений была представлена как функция указанных аргументов и проведено исследование этой функции на экстремум. ■■: ; . '

Как известно, суммарная погрешность измерении определяется тремя видами ошибок : экспериментальными/ограничения и округления соответственно • .••••'. - "' . •• .'•..•• '' ■ '••.'. ■

Как показано в настоящей, работе : > . .

где п - число интервалов сканирования. Оценка величины ошибок округления показала, что в большинстве практических случаев рентгеновской дифрактомстрии ею можно пренебречь. И з анализа погрешности ограничения следует, что максимальная величина погрешности соответствует аппроксимации профиля линии функцией Коши. Учитывая сказанное, из условия минимума получено

птр_ = 1,22/и';20

•Л + 2пЦ(1,

для метода трапеций и

Я<. = 1,90|И';"( г)0'2

для метода Симпсона, где п - оптимальное число интервалов сканирования.

Время эксперимента в зависимости от заданной относительной погрешности измерений 2а находится из выражений

гг

,,50 (^ + W</)2

7/нр. = 1.28«! 2.50 ' ■

'.'.■.'.. ....".--■ . ' ". • - Jo а ......

У0 a

Для определения оптимальных параметров эксперимента находился

- время эксперимента, а затем число интервалов сканирования'.

Систематические погрешности. Применение метода пешроплом основано на возможности корректного учета систематических погрешностей рентгеновской дифрактометрпн. Одним из распространенных методов ..определения таких погретиосгей' является аналитический Meюд. коюрыи ; предполагает знание величины эксцентриситета и смещения нуля счет чикл рентгеновского гониометра. В работе показана возможность экспериментального определения этих величин с.помощью-наклонных сьемок. Величина эксцентриситета в этом случае находится из выражения

<UkRr/sm2,9 ,

хде г/ - величина эксцентриситета, к ~ тангенс угла наклона зависимости

- -9 = /|—I, а - угол между падающим рентгеновским пучком и илос-

V sin а)

костью образца , .9 -■ угол дифракции. Нг~ радиус гониометра. Отклонение зависимости от прямолинейной дает возможность определить положение нуля счетчика.

К смещению линий из вульфбрэгговских положении приводит п горизонтальная расходимость первичного рентгеновского пучка. Однако r литературе рассмотрен лишь частный, редко встречающийся па практике случай, когда сечение рентгеновского пучка больше ширины отражающей поверхности образца. В диссертационной работе этот вопрос решен в общем случае. Смещение центра тяжести отражении из-за горизонтальной расходимости реигеновского пучка можно рассчитать, используя выражение

6; sin2« 2 \ sma

: где 2/- угол горизонтальной расходимости первичного пучка. :■-.-. . Рентгеновская тензометрия. - Упругие деформации кристаллической решетки, вызванные действием остаточных напряжений, также приводят к законным изменениям положений рентгеновских отражений. Определив • величину и направление главных напряжений, можно рассчитать и учесть эти смещения при нахождении размеров элементарных ячеек исследчемы.ч кристаллических структур, г- -;■

/ ..; Анализ существующих методов показал, что высокая прецизионность рентгенографических методов определения .Действующих напряжений реа-

- о '. ' '- ..•''.• 23 .' ' .

лтусгся только при строгом выполнении определенных условий проведе иия эксперимента. ; ::

При равных погрешностях определения главных напряжений дисперсия измерений определяется выражением

где А = --— , /1, Е - коэффициент Пуассона и модуль !Онга, <р, у/,

(1 + /У)Б1П у/ ,.■■-.. ;

- установочные углы, а - главное напряжение. Из полученного выражения следует, что увеличение угла уг приводит к уменьшению погрешности, а приближение угла <р к 45° вызывает резкое возраста11ие дисперсии измерений. Следовательно, измерение напряжении следует проводить в два эта- -па : а) определить угол <р ". б) по найденным направлениям найти главные напряжения; используя выражение . : Л: л ' : : . ; < ; •

'■-;"/ ; , где углы : и ' 9¿р находятся экстраполяцией построеннойМетодом .

наименьших квадратов зависимости 9 - /^¡п2 ^ к у/ равному 0® и 90°.

соответственно. . 7 ; { ^

Выбор рабочей линии при определении напряжений и размеров элементарных ячеек является немаловажной задачей рентгенографии. П.о традиции используют дифракционные линии с максимальными углами отражения, основываясь на хорошо известном следствии из соотношения Вуль-фа-Брэгга. На первый взгляд это вполне обосновано, поскольку увеличение угла 9 приводит к уменьшению (1^9 . В случае размытых и слабых зад- ; них линий величина Д 9 достигает значительных размеров и зависимость произведения (1%9А9 от угла 9 не столь очевидна. Исходя из этого. Фанингер и Ройтд предлагали использовать средние линии, а Вольфстиг на образцах закаленной стали измерял напряжения, применяя линию (110).

Очевидно, не делая никаких упрощающих допущений, для подсчета ■ ошибки измерения можно использовать, выражение

которое может служить критерием выбора рабочей линии из полного дифракционного спектра и, как показывают практические расчеты, время эксперимента при сохранении точности измерений сокращается в десятки раз по сравнению со случайным выбором. При этом приборную погрешность гониометра необходимо понижать пропорционально 9 . Аналогичное выражение используется при определении размеров элементарных ячеек.

. В Третьей главе рассмотрены существующие теории и гипотезы о физической природе отпускной хрупкости сталей и сплавов на основе железа, о структурном механизме карбндообразовапня и механике разрушения металлов. Проведены результаты исследования. структур»юго механизма развития отпускной хрупкости в некоторых низколегированных малоуглеродистых сталях.

■ Отпускная хрупкость. В настоящее время проблема отпускной хрупкости занимает особое место в физике металлов и механике разрушения. 11а протяжении многих десятилетий она привлекает к себе пристальное внима-; ние не только важностью в теории взаимосвязи механических и структурных характеристик металлов, но и необходимостью решения ряда практических задач. Но, несмотря на большое число работ, посвященных тгий проблеме, все особенности рассматриваемого явления пока не получили • полного и однозначного объяснения. Следует отметить, что, хотя условия, приводящие к появлению отпускной хрупкости^ хорошо известны, нет на-;дежкой теории, объясняющей с единых позиций все многообразие проявлений этого эффекта; Как дальнейшее направление в исследовании отпускной хрупкости стали следует использовать более точную количественную оценку факторов, влияющих на развитие дан1юго процесса.

Карбидообразоваипе, Как известно, при высоких температурах старения Карбиды на дислокациях растут более интенсивно но сравнению с карбидами в матрице, но при низкой температуре ситуация меняется на проти-■ воположную. Зарождение карбидов па дислокациях почти не зависит от времени, то есть все дислокационные места заняты очень рано в процессе выделений. Это не относится к скорост и зарождения в матрице : при нижич температурах число зародышей увеличивается со временем. Места зарождения не оказывают влияния на габитус фазы выделения.

Определенную роль в предвыделенпи карбидов играет не только образование атмосфер Коттрелла вокруг дислокаций, по и образование комплексов из дефектов и атомов углерода.

Атомы углерода могут и не находиться в позициях внедрения в решетке твердого раствора и не образовывать карбиды. Около 0,2% углерода выделяется на дислокациях.

Установлено, что в процессе отпуска происходит не только диффузия атомов углерода, по и диффузия и формирование скоплении атомов карбн-дообразующих элементов. Так на автоионных снимках наблюдались глобулярные скопления атомов Мо диаметром порядка 1,2 им, которые выстраивались в виде линий сложной формы, а также в виде цепочек. Такое расположение глобулей обусловлено их выделением по линиям дислокаций. В начальный период эти глобул и не являются карбидной фазой с ре.. шеткой, отличной от решетки матрицы.

В самом начале отпуска при температуре 550°С направление диффузионных потоков М и С рашнчцы. Атомы углерода в начале отпуска диффундируют к местам образования цементита до тех пор. пока ¡помы М

нс соберутся в кластеры. В этом случае изменяются термодинамические соотношения и сплаве Ре - М - С . Происходит растворение цементита и насыщение скоплений атомов М атомами углерода. Эти структурные изменения сопровождаются увеличением параметров решетки а- Ти . При увеличении времени отпуска и достижения пика твердости параметр решетки а -/г уменьшается, а структура карбидов приобретает тип В1.

Сопротивление разрушению. Теория сопротивления разрушению в настоящее время окончательно не разработана, однако существует классификация видов разрушения, которое разделяется на вязкое и хрупкое. Между этими процессами существуют значительные различия.

Существенное влияние на характер разрушения оказывает дислокационная структура материала и особенности взаимодействия дислокаций с легирующими элементами. ;

Немаловажным является вопрос о том, какую пространственную структуру образуют атомы углерода в области действия дислокаций. В ОЦК решетке железа при отсутствии напряжений атомы углерода с одинаковой вероятностью заполняют октаэдрические междоузлия вдоль трех различных кристаллографических осей. Если напряжение приложено вдоль одног о из направлений, то атомы углерода располагаются вдоль этого направления. Такой же эффект упорядочения в расположении атомов наблюдается и в поле напряжении вокруг винтовой и краевой дислокаций с-обра-зование атмосфер Снука. В случае эффекта Снука требуются лишь небольшие перемещения атомов, которые происходят гораздо быстрее, чем образование атмосфер Коттрелла.

Расчеты показывают, что тетрагональные дефекты интенсивно взаимодействуют как с краевыми, так и с винтовыми дислокациями и отличаются высоким напряжением отрува. Значительное сопротивление движению дислокаций затрудняет релаксацию пиковых напряжений п приводит к хрупкому разрушению.

Наиболее важный с практической точки зрения механизм размножения дислокаций связан с двойным поперечным скольжением винтовых дислокации. Отрезо'к винтовой дислокации, вышедший в плоскости скольжения, способен работать как источник Франка-Рида и испускать дислокационные петли. При размножении за счет двойных поперечных скольжений плотность дислокаций увеличивается экспоненциально быстро.

При затрудненном поперечном скольжении расширение областей, где скольжение уже идет и р^ш. высока, происходит с трудом. Поэтому такие области принимают вид узких полос с высокой плотностью дп и большой деформацией внутри них.

Образование смешанных зон существенно меняет плотность подвижных дислокаций ^„.да в ОЦК металлах. В ГЦК и ГПУ этот эффект значительно слабее. Сильное взаимодействие дислокаций с дефектами, высокий барьер Пайерлса и объемное расщепление ядра винтовой дислокации приводит к сильному повышению деформационных напряжений с пониже-

нием температуры у ОЦК металлов. У ГПУ металлов этот эффект слабее, а у ГЦК - самый слабый.

., ■ Взаимодействие дислокаций с дефектами определяет сильную »н'виси-мость плотности подвижных дислокации от времени, то eci i. cnocodnoci i. металла к релаксации напряжений. При этом хрупкое разрушение происходит при очень малой суммарной пластической деформации.

Для изучения особенностей структурного состояния исследуемых силен использовался рентгенографический анализ с применением ра »рабо-танного методического комплекса. Кроме того, определялись среднеквадратичные статические искажения. Однако решение поставленной проблемы невозможно без выявлення'тонких деталей процесса разрушения, которые . находились с помощью рентгеновской фрактографпн, а также растровой и просвечивающей электронной микроскопии.

Из структурно чувствительных характеристик определялись ударная вязкость и твердость^ На основании анализа полученных результатов была сформулирована нашедшая экспериментальное подтверждение ninorcia о дислокационном механизме развития отпускной хрупкости, а также установлены новые детали механизма пластической деформации и разрушения.

Исследуемые материалы. Использовались стали ЗОХГС.'Л. ЗОХГСПЛ и 12ХНЗЛ (табл.1) соответственно.

В качестве основного объекта исследования служила сталь ЗОХГСЛ. 'так как в этом случае различные структурные превращения проз скал и в узких температурных интервалах и не перекрывались друг с другом.

Таблица 1.

Содержание в процентах

п/и С Mi 1 о- Si Л7 W Мо V р S

1. 0,27 1.0 1.0 1.7 0,25 <0,1 <0,1 <0.1 0.017 0.011

2. 0.32 1.08 0.95 0.90 1,44 <0.1 <0.1 < 0.1 0.0 IS 0.000

3. 0,10 0.60 1,0 0.35 2.9 <0.1 <0.15 <0.1 0.018 0.009

Все образца были подвергнуты гомогенизирующему отжигу в ат мосфере аргона, закалке и последующему отпуску при разных температурах в течение двух часов с охлаждением после этого в воде п с печыо. В рсп ль гаге такою термического воздействия в образцах Н|югекали структурные изменения. позволяющие получить материал с различными механическими свойствами, в том числе с ярко выраженной отпускной хрупкостью.

Результаты механических испыташш._ Для выявления структур, находящихся в состоянии отпускной хрупкости, проводились испытания обра !-цов на ударную вязкость. Из эксперимента следует, что закалка и носле-

дующий двухчасовой отпуск первой стали при температурах 250, 350, 450 и 550°С при охлаждении с печыо приводят к снижению ударной вязкости. Таким образом, обнаружено четыре провала ударной вязкости. При охлаждении в воду третий провал не обнаруживался.

Увеличение содержания никеля во второй стали на один процент незначительно расширяет температурные интервалы структурных превращений. однако н в этом случае на кривой KCU = /(Тот) наблюдается три провала ударной вязкости. , . '

Дальнейшее увеличения содержания никеля до трех процентов в третьей стали повышает вязкость настолько, что при комнатной температуре испытаний отпускное охрупчивание не фиксируется.

Полученная в работе зависимость твердости от температуры отпуска свидетельствует о том. что отпуск в температурном интервале 250-300°С приводит к замедлению процесса разупрочнения.

Фрактогрлфия. (РЭМ). Для выявления характер!« разрушений при ударном нагруженни в диссертационной работе проводились фрактогра-фические исследования с применением растрового микроскопа РЭМ-200.

Анализ фрактографических снимков показал, что падение ударной вязкости при температуре отпуска 250°С с последующим охлаждением в воде характеризуется хрупким изломом со структурой внутризеренного квазискола и межзеренным хрупким изломом при охлаждении с печью. Отпуск при температуре 350°0 приводит к уменьшению ударной вязкости и на соответствующей этому случаю фрактограмме видны участки межзерен-ного разрушения. После отпуска при 550°С наблюдается межэеренный хрупкий излом.

Таким образом, результаты механических испытаний надежно корре-: лируют с данными фрактографических исследований.

Фрактография (ПЭМ). При изучении тонких деталей морфологии поверхностей необходима более высокая разрешающая способность, чем достижимая в РЭМ. Поэтому особенности структуры изломов в работе исследовались при. больших увеличениях с помощью ПЭМ. Использовался электронный микроскоп УЭМВ-100 и двухступенчатая репликация. Результаты проведенного анализа подтвердили выводы, сделанные выше и позволили получить новые сведения о структурных превращениях, протекающих в сплавах при термическом воздействии. Кроме того, были выявлены некоторые новые детали механизма разрушения при динамическом нагружепин.

Отпуск при температуре 300°С приводит к интенсивному выделению цементина и характеризуется повышением вязкости металла. В изломе образцов. отпущенных при температуре 400°С также присутствует заметное количество выделившейся карбидной фазы, причем хорошо видны ступеньки квазискола, обусловленные особенностями тонкой кристаллической структуры, создающей благоприятные условия для развития поперечного скольжения дислокаций при пластической деформации.

Из результатов фрактографических исследований следует, что в случае развития необратимой хрупкости излом может иметь как транскрп-сталлитный. так и интеркристаллитный характер. Выделение карбидов сопровождается возрастанием ударной вязкости, а стадия предвыделения падением.

Металлография. Металлографические исследования проводились на электронном микроскопе УЭМВ-100 с помощью двухступенчатых уюль-но-серебряных реплик и увеличении х 10000.

'Установлено« что после отпуска при температурах Т„ „п < 250 С образуется структура отпущенного мартенсита. Повышение температуры отпуска до 300°С вызывает укрупнение элементов структуры и выделение дисперсных частиц новой фазй как по границам, так и внутри мартенсит. ных реек. ?.....-■ • ■ ■

Рентгенографический анализ. Проведенные исследования по шолпли выявить образцы, находящиеся в состоянии отпускной хрупкости, но открытым остался вопрос об особенностях и роли структурного фактора в процессе охрупчнвания. Для решения этой проблемы в диссертации использовался рентгенографический анализ.

Общим для всех мегодов и определяющим погрешность дальнейших результатов является этап получения исходных дифрактометрпчеекпх данных и их первичная обработка. Для регистрации дифракционной картины использовался дифрактометр ДРО! 1-3. Предварительно каждая дифракционная линия записывалась на диаграммной лент е для определения числа интервалов сканирования и времени счета в каждой точке. Данные, полученные в режиме сканирования, вводились в ЭВМ и по составленной программе проходили первичную обработку : методом наименьших квадратов но двадцати точкам устанавливался уровень фона, выделялся профиль линии. рассчитывался ее цент]) тяжести, интегральная ширина п интегральная интенсивность, вычислялась дисперсия полученных величин.

Определение размеров элементарных ячеек исследуемых структур. Дифракционные углы рентгеновских отражений определялись по положениям их центров тяжести. Регистрация линий велась методом сканирования. Число интервалов сканирования и время счета в каждой точке выбирались такими, чтобы среднеквадратичная погрешность центроида была в два-три раза меньше приборной погрешности гониометра. Найденные углы отражений исправлялись на систематические погрешности. Только при таком тщательном учете всех особенностей рентгеновской днфрактометрнн оказалось возможным прецизионное определение углов отражений и их изменений, вызванных структурными превращениями. Высокая точность исходной информации позволила с помощью' метода центроидов рассчитать степень теграгональпости и размеры элементарных ячеек 1ефагональ-пых структур при неразрешенных дифракционных мулыиплегах. В расчетах использовались положения линии {220} и {310}, зарегистрированных в Сока излучении. В результате проведенных исследований впервые уста-

29

иовлено, что все исследуемые стили, находящиеся в состоянии отпускной хрупкости, имеют кристаллическую структуру с повышенной степенью тет-рагоиальности. Для выявления причин, приводящих к росту тетрагональное! и, были проведены дополнительные исследования.

Фазовый аи;1лиз. Анализ дифракционных спектров от образцов исследуемых сталей, прошедших различную термическую обработку, не обнаружил отражений, принадлежащих аустенитной или карбидной фазам. Следовательно, даже при наличии этих фаз их количество находится за пределами чувствительности рентгеновской днфрактомстрии. Возникшие затруднения удалось преодолеть с помощью других методов. Электронные, фрактографнческие и металлографические исследования, проведенные автором, позволили получить информацию о форме н размерах структурных элементов и оцепить зависимость интенсивности выделений от температуры отпуска. Хорошо известные результаты работ, посвященных карбндообразованию, позволили идентифицировать наблюдаемые выделения и сделать определенные выводы.

Отпуск образцов стали ЗОХГСА при температуре ¡50°С' сопровождается интенсивным выделением пластинчатого ¿'- Карбида, при этом достигается максимальное значение ударной вязкости. Аналогичное явление наблюдается при температуре отпуска 500°С.

Отпуск при температурах 300, 400, 600°С приводит к относительному росту ударной вязкости и выделению равноосных карбидов : /г,-Г. (Л.% Мп)3С и обогащенных Сг карбидов соответственно. Отпуск при температурах Т.,т., заключенных в интервале Тш. < Т,»». < ТР. приводит к развитию отпускной хрупкости, здесь Тш. и Тр. - температуры выделения пласгинчатых и равноосных карбидов. '

Смещение атомов кристаллической решетки из положений равновесия. Среднеквадратичные статистические искажения определялись рентгенографически. Установлено наличие относительных минимумов величины статических искажений при температурах отпуска, приводящих к росту отпускной хрупкости. Этот эффект объясняется перемещением атомов легирующих элементов замещения и внедрения из твердого раствора в области кристаллической решетки, упруго искаженные действием дислокаций. Процесс обусловлен уменьшением свободной энергии кристаллической решетки и переходу структуры в более стабильное состояние.

Несовершенства кристаллической структуры.. В работе размеры ОКР и величина микроискажений определялись с помощью метода аппроксимаций и гармонического анализа формы рентгеновской линии (ГАФРЛ). Наиболее простым и удобным в практическом применении является метод аппроксимаций. Как показал эксперимент, описание профилей линий различными аппроксимирующими функциями приводит не только к различиям в абсолютных значениях параметров тонкой кристаллической структуры, но и существенно сказываются на пределах применимости метода. Для выявления возможностей метода аппроксимаций в нашей работе в ка-

честве аппроксимирующих использовались функции Коши. Лауэ и метод тройной свертки.

Сравнение параметров тонкой кристаллической структуры, рассчитанных с помощью метода аппроксимаций и ГАФРЛ показало, чю в результате применения гармонического анализа, метода тройной сисрш! и аппроксимации дифракционных линий функцией Л аул найденные значения идентичны. Следовательно; при проведении сравнительных измерений указанные аппроксимационные методы являются более предпочтительными по сравнению с ГАФРЛ. поскольку обладают существенно меньшей трудоемкостью.

Эксперименты показали, что наряду с общей тенденцией уменьшения величины мнкроискажений с.ростом температуры отпуска наблюдакнея аномальные отклонения от этой закономерности. Так на кривой зависимости

£ — J (Тош) наблюдаются два относительных максимума при температурах отпуска 250 и 550°С , что может быть обусловлено выделением структурных ; образований, затрудняющих подвижность дислокаций и уменьшающих скорость релаксационных процессов.

Рентгеновская фрактографни. Процесс разрушения металла при распространении излома происходит в зоне пластической деформации, распространяющейся вместе с трещиной. Характеристики деформируемого объема : степень относительной пластической деформации и толщина деформированного слоя являются важнейшими параметрами процесса разрушения. В работе эти величины определялись с помощью рентгеновской фрактографни, достаточно информативного, но не получившего пока широкого распространения метода. Рентгенографический анализ поверхности изломов образцов после испы таний на ударную вязкость показал :

а) Степень относительной пластической деформации поверхностного слоя излома в зависимости от температуры отпуска изменяется немонотонно. В интервале температур оз пуска до 100°С она возрастает, до 9%. в интервалах 100-250. 300-400. 450- 600, 650-700°С она составляет 9. 18, 54 и 76% соотвст ствс! i н о.

б) Развитие отпускной хрупкости сопровождается уменьшением толщины слоя металла, деформированного при разрушении, причем как вязкому. так и хрупкому разрушению соответствует одна и та же-относительная пластическая деформация.

Из анализа полученных различными методами экспериментальных результатов следует, что при определенных температурах отпуска исследуемых сталей происходит интенсивное выделение обогащенных областей предвыделений (ООП) как в областях, упруго искаженных действиями дислокаций. так н в объемах, свободных от них. Углерод, находящийся в ме-жузлнях кристаллической решетки тетрагональных выделений, тормозит движение подвижных дислокаций. В результате такого взаимодействия происходит затруднение поперечного скольжения винтовых дислокаций.

что приводит к уменьшению объема металла, деформируемого при разрушении, то есть провалу ударной вязкости.

Четвертая глава посвящена анализу роли структурного состояния сложиолегированпых высокоуглеродистых сталей в формировании их прочностных и эксплуатационных свойств. Исследования представляют большой'научный и практический интерес, связанный с выявлением физического механизма рассматриваемых процессов и применением полученных сведений для решения некоторых проблем металлофизики, в часгности. отпускного охрупчивания и получения металла с требуемыми свойствами.

Одним из наиболее действенных способов формирования структуры сталей с оптимальными физико-механическими свойствами является гидроэкструзия в режиме высокотемпературной механической обработки, единого мнения о параметрах которой пока не существует. Для решения поставленных задач исследовалась кобальтовая быстрорежущая сталь Р1Ж5. Анализировалась зависимость фазового состава, структурного состояния..:. уровня легирования твердого раствора, степени несовершенств кристаллической структуры и устойчивости'дислокационных построений К термическому воздействию ог температуры аустенизацин, степени деформации и последующей термической обработки. ;

Рентгенографический фазовый анализ быстрорежущей /стали |НЖ5 затрудняется наличием нескольких фаз и, как следствие, частичным наложение рефлексов с близким вульф-брэгговекпми углами отражений. Поэтому для разрешения линий, принадлежащих разным фазам, дифракционные спектры образцов в интервале углов <9 = 3 + 75' записывались в режиме сканирования с шагом три минуты и временем Счета в каждой точке сорок секунд, а дифракционная картина зависимости У (5) строилась графически по точкам. Съемка проводилась в излучении Сока на дифракто-метре ДРОН-3.

Идентификация. полученных дифракционных спектров с данными картотеки АБТМ и прецизионное определение размеров элементарных ячеек выявленных фаз показали, что исследуемая сталь после закалки содержит легированные аустенит и мартенсит, а также карбиды Гс_,И'2С и легированный вольфрамом УС.

Количественный фазовый анализ. Поскольку содержание карбидов в процессе термомеханических обработок менялось незначительно, то можно было воспользоваться соотношениями для анализа двухфазных образцов и определить процентное содержание аустеннта по отношению к мартенситу с помощью полученного в работе выражения

100

су =----т--•

J imw 1 + 0.74 1 '

У(П1)Г

где -/(но),, и ^(ш)/ _ интенсивности соответствующих линий мартепсша и аустени та.

Увеличение температуры >акалкп ог 1200 до I240°C способе!попало росту количества остаточного аустени га до 24" и как в образцах, обработанных по серийной технологии, пак и прошедших ВТМО. Оihvck при температуре 560°С снижал количество аустеппга. п])нче.м более ншенспвно этот процесс протекал в сталях после термоме.ханической обработг После трехкратного отпуска содержание аустени га в этих образцах снижалось практически до нуля, тогда как даже четырехкратный отпуск образцов после обычной закалки не обеспечивал полного распада аустени га. Изменения относительного количества карбидных фаз в зависимости от режимов тер-момехаппческой обработки определялись рентгенографически по оi ношению интенсивное гей линий (111) ка])бпда ГС" н(511) карбида i'c4W:C к интенсивности отражения (211) мартенсита. Эксперименты показали, что в процессе отпуска при температуре 560°С в быстрорежущей стали Р'Ж5 растворение фиксируемых рентгенографически карбидов, выделившихся при закалке, идет более интенсивно, чем выделение. При этом размеры элементарных ячеек карбидных фаз остаются постоянными, что говорит о неизменности их химического состава.

Репггсноана.шз тетрагональных структур. Анализ формы профилей дифракционных линий мартенсита, их интегральной ширины и положений приводит к однозначному выводу, что отпуск исследуемой стали при температуре 5М)°С сопровождается перераспределением легирующих элементов в исходной структуре с образованием смешанных зон и ростом наведенной теграгопалыюстп. Расчет параметров ч и с элементарной ячейки мартенсита осуществлялся методом центроидов с применением отражения ;

{2201Сока и \Ъ\0\Сок„ . Кроме того применялся разработанный в диссертации метод гармонического анализа. Сравнение результатов, полученных двумя разными методами, пока ¡ало их хорошее совпадение. И» полученных данных следует, что рост температуры закалки от 1200 до 1220"С приводит к увеличению степени тетрагональное m мартенсита, а дальнейшее повышение температуры закалки до 1240"С вызывает уменьшение степени ici рагоиальносгн. Отпуск способствуст увеличению степени тегра-гональносгн. Повышение степени деформации при ВТМО действует аналогично повышению температуры аустенизацип. При степени деформации > 0.81 после закалки реализуется кубический мартенсит, степень кчраю-налыюези которого растет с увеличением числа отпусков, а ударная вязкость при этом уменьшается.

Идентичность результатов рентгеноаналнза, полученных двумя принципиально различными методами, однозначно свидетельствует о том. чю смещение рентгеновских дифракционных спектров в область меньших углов при развитии обратимой и необратимой отпускной хрупкости обусловлено ростом тетрагональностп охрупчепных структур. 'Гетратональ-ность. не являясь первопричиной изменения ударной вязкости, лишь свидетельствует о протекании процесса упорядочения в исследуемых сталях. Причем на кинетику процесса порядок « беспорядок значительное влияние оказывает не только температура нагрева при закалке и отпуске стали, время выдержки при этих температурах, но и режимы механической обработки. . '

Одним из показателен, характеризующих свойства быстрорежущих сталей, является степень легирования. Повышение насыщенности твердого раствора легирующими элементами приводит к улучшению эксплуатационных свойств металла. Характер изменения параметров элементарной ячейки аусгсннта и мартенсита показал, что повышение температуры аус-тенизации при ВТМО до 1240°С сопровождается увеличением степени легирования исследуемой стали. Обеднение /-твердого раствора при дальнейшем повышении температур аустенизации вызвано увеличением времени подстуживания заготовок, необходимого для достижения ковочных температур.

Определение характеристик тонкой кристаллической структуры проводилось методом ГАФРЛ синглетной дифракционной линии. Использование этого метода обусловлено отсутствием двух порядков, отражения в дифракционном спектре исследуемой стали. Существует возможность аппроксимации профиля рентгеновской - дифракционной лншш функцией Фойгта, при этом форме линии, обусловленной дисперсностью частиц, соответствует функция Коши, а микроискажениям - Гаусса. В этом случае отпадает необходимость во второй дифракционной линии, Теоретическое обоснование метода не вызывает сомнений, ио открытым остается вопрос : каким порядком разложения следует пользоваться при проведении вычислений.

Экспериментально установлено, что в зависимости от номера коэффициента Фурье-разложения изменялись рассчитанные характеристики тонкой кристаллической структуры. Это объяснялось погрешностями эксперимента и предлагались методы уменьшения ошибок за счет усреднения или выбора оптимальных коэффициентов разложения. Однако, разброс значений измеряемых величин не соответствовал закону нормального рас пределения. Применение функции Фойгта соответствует частному случаю -экспоненциальному распределению блоков по размерам. В общем случае это условие не выполняется, чем и обусловлен наблюдаемый разброс экспериментальных результатов. Средний размер ОКР можно определить с помощью касательной а л"(0) . Для малых / уравнение касательной и секущей. определяемые разложением Фурье функции Фойгта'. совпадают.

Установлено, что повышение температуры аустеиизаиии вьмываст рост блоков мозаики. Увеличение степени леформакип при ВТМО уменьшает размеры ОКР и создает более дисперсную и однородную cipyKiypy. обладающую повышенным комплексом эксплуатационных cboücib Повторный отпуск при температуре 560%' не окатываем шмешою влияния иа величину блоков мозаики. Увеличение числа ошуском нрнво.ип к уменьшению величины мнкропскажений. а увеличение темперапры ¡,¡кадки и степени деформации - к их росту.

И процессе ВТМО быстрорежущих сталей формпрустся стабильная дислокационная структура. Устойчивость субструктурного упрочнения при повышенных температурах, обусловленная взаимодействием углерода с ■дислокационными '"построенными, ' .надежно коррелируст с величиной Д/;/Д7". где /: величина микроискажеиий, а Д7'- время к-рмичеекого воздействия.

Растровая электронная микроскопии и микроанализ. I кс.тедовапие шлифов из стали Р9К5 проводилось на электропно-зондовом микроаналп-заторе. САМБВАХ. соамещаюшем ЮМ и рентгеновский мнкроаиалпза-тор.

Полученные результаты подтверждают данные рентгеноструктуриого анализа : в процессе отпуска стали Р9К5 происходит' растворение карбидных фаз УС и 1Г;.(". при этом не наблюдается коагуляция карбидов и н ¡менепне их химического состава.

Кроме того, установлено, что карбидные включения в среднем имеют размеры 0.5 -г 2 мкм. основная карбидная фаш Мс(,С. в мартенсите содержит около 2% III,'J'lii O, 0,7"» Г. весь С7> находится в 1верд ).м раемюре мартенсита и в составе карбидов не иаблюдастся. в карбиде 1'С содержиi-ся 40"» II'. в состав карбида /ч'ДГ:Г ванадий не входит, в карбидах и ГС содержится незначительное количество хрома.

Таким обра юм, отпуск исследуемой стали сопровождается растворением выделившихся, при ¡акалке неустойчивых карбидов, перераспределением легирующих элементов с образованием смешанных зон. ростом степени геграгопалыюсти мартенсита и уменьшением ударной вязкости.

Результаты рентгеноструктурпого анализа, а также данные электрон-но-зондового рентгеновского микроанализатора о влиянии режимов тер-момеханпческого воздействия на структурное состояние стали Р9К5 позволили определить режимы ВТМО ;иш получения режущего инструмента с повышенными эксплуатационными свойствами.

Оптимальная температура аусгеипзации находится в интервале 1230 1240°С. т.к. при меньшей температуре не достигается максимум тетрагональное! и и степени легирования твердого раствора, а при большей температуре степень легирования уменьшается. Деформация со степенью 0.Х1 0.87 формирует наиболее дисперсную структуру с устойчивыми дислокационными построениями. Данные механических испытаний подтвердили справедливость сделанных выводов, а эксплуатация изготовленного но

предложенной технологии инструмента и производственных условиях покатала. что ею стойкость в 1.5 -2 раза выше серийного.

Основные результаты

1. Усыновлено, что методы определения положений сннглетов и их относительных ннгенснвиостей в случае перекрывающихся дифракционных линии, основанные на анализе формы профилей мультнплетов. обладая ннжой ра)решаюп1ей способност ью, не решают проблему в общем случае, т.к. их возможности ограничены лишь дублетными отражениями, а область применения заключена в узких интервалах междублетпых расстояний.

2. Создан комплекс рентгенографических методов исследования кристаллических структур и их несовершенств при неразрешенных дифракционных мультиплетах. включающий следующие оригинальные разработки: .

• Метод центроидов, позволяющий проводить прецизионное определение размеров элементарных ячеек фазч участвующих в отражении, при произвольном числе сннглетов, составляющих мультиплеты. Метод отличается высокой разрешающей способностью, не требует предположений о форме профилей сннглетов и особенно удобен при исследовании однофазных, например, мартсиситпых структур.

• Метод гармоническою анализа для : а) определения межеинглетных расстояний и относительной интенсивности синглстов. составляющих произвольный дублет ; б) выделения профилей синглстов, образующих неразрешенные мультинлегы. Полученные выражения могут быть использованы для оценки принципиальной возможности применения гармонического анализа для разделения мультнплетов.

•Графический и графоаналитический методы разделения тетрагональных дублетов, не требующие использования аппроксимирующих функций.

•Лппрокснмационный метод разделения произвольных мультнплетов.

• Метод исследования двухфазного распада мартснсша.

3. Предложен метод оптимизации параметров эксперимента при определении интегральной ширины и интенсивности рентгеновских отражений.

4. Найдена аналитическая зависимость дисперсии центра тяжести дифракционных линий от величины кристаллитов.

5. Разработано правило выбора рентгеновских отражении из полною дифракционного спектра при определении размеров элементарных ячеек и остаточных напряжений, обеспечивающее заданную точность при минимальном времени эксперимента. Показано, что в расчетах необходимо использовать центры тяжест и линий, а не их максимумы, положение которых зависит от ширины ка - сннглетов и определяется с точностью (0 ч- <У/ 3) , где (У-междублетное расстояние.

6. Предложены методы исключения влияния горизонтальной расходимости первичного рентгеновского пучка па положение отражении и графического определения эксцентриситета гониометра и смешения нуля счст-чика.

7. Проведенные исследования с использованием разработанных и усовершенствованных рентгенографических методов, а также данные иск-тронной микроскопии „и механических испытаний позволили установим, следующие закономерности : число провалов ударной вязкости соомнт-ствует числу легирующих карбидообразуюшнх элементов, каждый минимум * ' •'". ' ■ ...........на..........кривой

КСи =/(Т„„|) характеризуется межзеренным или межсубзеренным хрупким изломом ; как вязкое.'так .и хрупкое разрушение происходит при одно»! и той же степени относительной пластической деформации поверхностною слоя излома, но во втором случае наблюдается уменьшение обьема металла, деформированного при распространении трещины : кристаллическая структура исследуемых металлов, находящихся в состоянии отпускной хрупкости, является тетрагональной ; снижение уровня среднеквадратичных статических'смещений атомов кристаллической решетки из положений равновесий сопровождается уменьшением ударно)! вязкости : отпуск при

..температурах'развития отпускного охрупчиваиня приводит к замедлению релаксационных процессов.

8. Установлена идентичность ряда структурных характеристик сталей, находящихся в состоянии отпускного охрупчиваиня, что свндететьс!вуст о слипом физическом механизме развития обратимой и необратимой ошуск-ной хрупкости.

9. Температура развития отпускной хрупкости находится между температурами выделения пластинчатых и равноосных карбидов, то есть соответствует температуре предвыделения последних.

10. В процессе отпуска сложнолегированпых сталей при температуре развития обратимой отпускной хрупкости происходит растворение выделившихся при закалке сложных карбидов и перераспределение легирующих элементов с образованием зон с упорядоченным расположением атомов ы-мещения и внедрения.

11. Предложена гипотеза структурного механизма явления отпускной хрупкости, в соответствии с которой решающую роль в ра звитии как обратимой. так и необратимой отпускной хрупкости играет дислокационный механизм, обусловленный взаимодействием дислокации с тетрагональными дефектами кристаллической решетки, что приводит к затруднению двойного поперечного скольжения винтовых дислокаций и, соответственно, концентрации пластической деформации в тонком поверхностном слое.

12. Установлена связь между параметрами термомеханического воздействия и структурным состоянием исследуемой быстрорежущей стали, что позволило назначить оптимальные режимы ВТМО для получения инструмента с требуемым комплексом эксплуатационных свойств.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах :

1. Ткачев ('.11. К методу четырех снимков I Фишка прочности, пластичности металлов и электродинамических явлений в ферритах. - Куйбышев. 1975. - Вып. 3. - С. 39-41.

2. Ткачев С.11. Применение метода наименьших квадратов в sin-i|/ -методе I Фи шка прочности, пластичности металлов и электродинамических явлений в ферритах. Куйбышев. 1975. - Вып. 3. -С. 42-46:

3. Кскреиев Л.П. , Терминасов Ю.С. Ткачев Т.П. К определению степени тстрагоналыюсти кристаллической решетки маргенснта / -Фишка прочности, пластичности металлов и электродинамических явлений в ферритах.Куйбышев. 1975. Выи. 3.-С. 6-10.

4. Ткачев ( .11. Методы повышения точности рентгенографического определения напряжений / Фишка прочности, пластичност и металлов и электродинамические явления в веществе. - Куйбышев, 1976. - Вып. 4. -С. 23 28.

5. [»скреиев Д.П.. Ткачев С.П.. Маеров 1.1'. Исследование структурных изменений в быстрорежущих сталях, подвергнутых ВТМО / Фишка структуры и свойства твердых тел. - Куйбышев. 1976. --С'. ИЗ 118.

6. Ткачев С.11. Разделение тетрагонального дублета рентгеновской дифракционной линии / Физика прочности, пластичности металлов и электродинамические явления в веществе. - Куйбышев, 1977. - Вып. 5. -г С. 100-108. *

7. Ткачев С.П.. "Ткачева Г.И. Рентгенографическое определение содержания остаточного аустенита в сталях / Фишка прочности, пластичности металлов и сплавов. - Куйбышев. 1978. - Вып. 6.. С. 99 101.

8. Ткачев С.П., Ткачева Г.И. Рентгенографическое определение эксцентриситета гониометра и смещения нуля счетчика методом наклонных съемок / Физика прочности, пластичности металлов и сплавов. - Куйбышев, 1978. - Вып. 6. - С. 94-99.

9. Ткачев СЛ., Паранюшкип О.В. и др. Способ обработки инструмента из быстрорежущей стали / Авторское свидетельство Л» 737479. 1980.

10. Ткачев С.11. Рентгенографический метод исследвания кристаллических структур при неразрешающих дифракционных мультиплетах / Кристаллография. - 1982. - 27, № 4. - С. 664-667.

11. Ткачев С.П., Ткачева Г.И. Возможности гармонического анализа при ра зделении нераэрешающнхея дифракционных дублетов / Кристаллография. - 1984. - 29, № 1. - С. 16-20.

12. Лининский В.В., Мурас B.C., Паранюшкнн C.B.. Ткачев СЛ. Хн-мико-термомеханическое упрочнение быстрорежущих сталей I МнТОМ. 1983. - 12.-С. 47-49. '

13. Ткачев С.П., Ткачева Г.И. Рентгенографическое исследование структурных превращении мартенсита и поверхностных слоях к (де ти I Физика и технология обработки поверхности металлов. ЛИ СССР. ФТП. - Ленинград, 1984. - С. 110-111.

14. Лнпипский В.В.. Паранюшкнн О.В.. Ьолдов В.В.. Ткачев С.П. Способ термической обработки инструмента из нпамновых сталей / Лшор-ское свидетельство jV? 1179669. 1985.

15. Ткачев С.П.. Ткачёва Г.И.. Лмсак Л.И.. Павлов А.II. Сф\м>р-ные изменения при развитии отпускной хрупкости BCia.ni ЗОХГСА / Тсш-сы докладов одиннадцатой Всесоюзной конфсрешши по физике прочмоеш и пластичности металлов и сплавов. - Куйбышев, 1986. - С. 186.

16. Ткачева Г.И., Ткачев.С.П., Лысак Л.И. Впняппе термической обработки стали 30ХГСА на структуру излома при динамическом иагруже-ппп/ Тезисы докладов одиннадцатой Всесоюзной конференции но физике прочности и пласт ичности металлов и сплавов. - Куйбышев, 1986. С. 264 265. •

17. Ткачев С.П., Ткачева Г.И. Рентгенографическое исследование тетрагональных мартенсизпых структур с неразрешенными дифракционными дублетами (случай однофазного мартенсита) / Заводская лаборатория. 1987. - 53. № 4. - С. 33-35.

18. Ткачев С.П. Метод аппрокспмацпонпого ра ¡дел ем мм дифракционных /<„■ дублеIов / Заводская лаборатория. • 1988. • 54. Л» 2. С. 58 60.

19. Ткачев С.11. Выбор режимов женернмеша при определении шпе-'ральных ннтенсниностей и ширины решгеновскнх дифракционных отражений / Заводская лаборатория. -- 1989. - 55. Л» 2. С. 55 57.

20. Ткачев С.П. Рентгенографический метод исследования тетраго-шльпых мартснснтпых структур / Аппаратура и методы репiгеновекчмо шализа. - Л.: Машиностроение. - 19К8. Вып. 38. - С. 84 90.

21. Ткачев СЛ. Применение метода аппроксимаций в исследовании зартепептных структур / Аппаратура и методы рентгеновского аналиш. -1.: Машиностроение. - 1989. - Выи. 39. - С. 65-72.

22. Ткачев С.П.. Ткачева Г.И. Структурный механизм явления ог-lycKiioü хрупкой п в ни ¡колегировапных конст рукционных сталях /Тешсы [окладов двенадцатой Всесоюзной конференции по физике прочности и шастнчиости мет аллов и сплавов. - Куйбышев. 1989. - С. 351 3,52.

23. Ткачев С.11.. Ткачева Г.И. Структурные изменения в процессе обратимого отпускного охруичнвания сложнодегпрованпмх сталей / Тешсы окладов четырнадцатой Международной конференции по физике ироч-остн п пластичности ма1сриалов. Самара. 1995. - С. 258-259.

24. Ткачев С.П. Выделение компонент рентгеновских мулыпплстпых тражемий (оСнор) / Заводская лаборатория. 1996. 62. Л« 7. - С. 13 23.

25. Ткачев С.П. Рентгенографический анализ кристаллических сгрук-ур без разделения дифракционных мультиплетов (обзор) / Заводская ла-оратория. - 1996. - 62. № 8. - С. 27 -3|".

4S « ;

$ $

г/

/

е

ВСЕРОССИЙСКИЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ РАЗРАБОТКИ И ЭКСПЛУАТАЦИИ ШШЕПРОШШЮВЫХ ТРУБ

На правах рукописи УДК 539.261 56:785.72(043.3)

ТКАЧЕВ СЕРГЕЙ ПЕТРОВИЧ

РЕНТГЕНОГРАФИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СТРУКТУР И ИХ НЕСОВЕРШЕНСТВ ПРИ НЕРАЗРЕШАШЩСЯ ДИФРАКЦИОННЫХ

Ш&ТИПЛЕТАХ

01.04.07 - "Физика твердого тела"

Диссертация

на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Автор

Сашра - 1997 г

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ ................................................ 5

ГЛАВА 1. Р9НТГёН0Грзфг1Ч9СКИё мётиДЫ КССЛ6Д0БЗКИЯ

кристаллических структур и их несовершенств при неразрешающихся дифракционных мультиплетах ..... 14

1.1. Исследование кристаллических структур при

наложении дифракционных отражений.................. 16

1.2. Метод центроидов ................................... 20

1.2.1. Тетрагональная сингония .......................... 22

1.2.2. Возможности гармонического анализа при разделении неразрешающихся дифракционных дублетов ........... 27

1.2.3. Графический метод определения степени

тетрагональ ности................................. 34

1.2.4. Определение межсинглетных расстояний тетрагональных дублетов .......................... 35

1.3. Выделение профилей синглетов из тетрагональных мультиплетов ....................................... 41

1.3.1. Аналитический метод разделения тетрагональных дублетов ......................................... 43

1.3.2. Графоаналитический метод ......................... 45

1.4. Двухфазный распад мартенсита ....................... 48

1.5. Ромбическая сингония ............................... 50

1.6. Аппроксимационное разделение произвольных

мультиплетов ....................................... 52

Выводы............................................. 63

ГЛАВА 2. Погрешности дифрактометрических измерений ...... 66

2.1. Случайные погрешности рентгеновской дифрактометрии . 66

2.2. Оптимальное планирование эксперимента при определении интегральных интенсивностей и

ширины рентгеновских линий ......................... 71

2.3. Определение эксцентриситета гониометра и смещения

нуля счетчика...................................... 75

2.4. Рентгеновская тензометрия .......................... 80

2.5. Выбор рабочей линии при определении размеров

элементарных ячеек и напряжений.................... 85

Выводы............................................. 92

ГЛАВА 3. Проблема отпускной хрупкости сталей и сплавов

на основе железа............................... 94

3.1. Особенности проявлениия и основные гипотезы о

природе отпускной хрупкости ........................ 94

3.2. Кинетика карбидных выделений ....................... 109

3.3. Физическая природа разрушениия металлов ............ 114

3.4. Механические и структурные характеристики, чувствительные к развитию отпускной хрупкости ...... 120

3.5. Характеристика объектов исследования и режимов термообработки ..................................... 123

3.6. Влияние режимов отпуска на механические свойства исследуемых сталей ................................. 125

3.6.1. Испытания на ударную вязкость .................... 125

3.6.2. Результаты измерения твердости ................... 132

3.7. Электронномикроскопические исследования ............ 138

3.8. Рентгенографические исследования ................... 152

3.8.1. Результаты аппроксимационного определения параметров тонкой кристаллической структуры ....... 156

3.8.2. Результаты ГАФРЛ ................................. 171

3.8.3. Влияние режимов термического воздействия на особенности кристаллической структуры и фазовый состав исследуемых сплавов ....................... 179

3.8.4. Рентгенографическое определение смещений атомов кристаллической решетки из положений равновесий .. 195

3.8.5. Рентгеновская фрактография ................................197

Выводы.....................................................................................204

ГЛАВА 4. Влияние режимов термомеханической обработки

на структурное состояние и механические свойства

быстрорежущих сталей ....................................207

4.1. Структурный механизм формирования прочностных

свойств быстрорежущих сталей ..............................................208

4.1.1. Влияние остаточного аустенита ...................................209

4.1.2. Влияние карбидной неоднородности ..................................210

4.1.3. Влияние тонкой кристаллической структуры

материала на его прочностные свойства ................211

4.1.4. Физические основы термомеханической обработки быстрорежущих сталей ..........................................................214

4.2. Описание схемы ВТМ0................................................................225

4.3. Рентгенофазовый анализ ....................................230

4.3.1. Качественный фазовый анализ ...........................231

4.3.2. Количественный фазовый анализ ...........................231

4.3.3. Кинетика структурных превращений в процессе термомеханического воздействия ......................................242

4.3.4. Определение параметров тонкой кристаллической структуры................................................................................255

4.4. Растровая электронная микроскопия и микроанализ .... 270

4.5. Результаты механических испытаний ....................................289

Выводы..........................................................................................297

ЗАКЛЮЧЕНИЕ............................................................................................300

ЛИТЕРАТУРА..................................................................306

ВВЕДЕНИЕ

Одной из основных и наиболее сложных проблем физики твердого тела является создание материалов с требуемыми физико-механическими свойствами, что невозможно осуществить без детального изучения структурных и фазовых превращений, протекающих в них при термических, механических или иных воздействиях и последующего выяснения роли структурного фактора в формировании прочностных свойств. Для этого требуется широкое применение физических методов исследования, среди которых наиболее информативными являются рентгенографические методы анализа кристаллических структур и несовершенств кристаллического строения. Они характеризуются большим разнообразием решаемых задач, высокой точностью измерений и возможностью получать как локальные, так и интегральные характеристики исследуемых материалов. Необходимым условием проведения анализа является наличие достаточного числа синглетных дифракционных линий, свободных от наложения соседних рефлексов.

Однако спектральная неоднородность рентгеновского излучения, а также особенности структурного и фазового состояний исследуемых объектов приводят к наложению дифракционных рефлексов с близкими брэгговскими углами, которые могут принадлежать различным фазам или одной, но с разными индексами Миллера. Использовать эти отражения в рентгенографии можно лишь разделив муль-типлет на составляющие синглеты. Возникающие при этом трудности связаны с выделением синглетов, определением их положений, интегральной ширины и интенсивности.

Исходная информация, необходимая для разделения мультипле-та, заключена в экспериментально найденной зависимости интенсивности рентгеновской линии от угла дифракции ДО) и физически

обоснованной гипотезе о его структуре, т.е. сведениях о форме синглетов, их числе или межсинглетных расстояниях. Кроме того, необходимо оценить надежность применяемого метода, рассчитать параметры эксперимента, обеспечивающие требуемую точность конечного результата, провести статистический анализ приемлемости используемой гипотезы.

После обязательного устранения систематических погрешнос-

u w у __ v v

теи рентгеновской дифрактометрии, объем полезной информации ограничивается лишь пуассоновым разбросом интенсивности вследствие квантовой природы рентгеновского излучения и флуктуации числа отражающих объемов.

Следует отметить, что задача разделения мультиплетов, состоящих из произвольного числа перекрывающихся синглетных линий, является одной из наиболее трудных и не решенных окончательно не только в рентгено- и нейтронографии, но и в ЯМР, ЭПР, месс-бауэровской спектроскопии и в ряде других разделах физики твердого тела и оптики.

В рентгенографии простейшими мультиплетами являются Kot -дублеты, обусловленные спектральным составом Кос излучения. При этом известно межсинглетное расстояние, а в некоторых случаях и относительная интенсивность отражений. Существует большое количество методов разделения Koti,2 рефлексов, из которых основные изложены в работах [1-7].

Для исследования структур, мультиплеты которых состоят из трех и более неразрешенных отражений, служат методы [8-11]. Они различаются исходными гипотезами и математическим аппаратом, используемым для обработки экспериментальной информации, но в основе их лежит анализ формы профилей мультиплетов.

В данной работе показано, что высокая погрешность распространения и неоднозначность решения систем уравнений методов

?

[8-10] даже в случае дублетов существенно снижают практическую ценность, а в ряде случаев делают бесполезным их применение [12].

Более корректным, но требующим трудоемких расчетов, является метод Ритвельда [11], который используется для уточнения интегральной интенсивности синглетов, составляющих мультиплет однофазного образца. В его основу положен количественный рент-генофазовый анализ и метод аппроксимаций с вариацией формы профилей синглетов, как функции нескольких переменных, что требует применения сложной компьютерной программы и высокой квалификации исполнения. Метод Ритвельда, как метод проб и ошибок, является приближенным и неприменим для проведения прецизионных измерений.

Отсутствие удовлетворительных методов разделения затрудняет, а в ряде случаев делает невозможным исследование низкосимметричных структур, сплавов с памятью форм, сплавов титана, мартенситных превращений в сталях и т.д. Тем не менее возрастающий из года в год индекс цитирования работы [11] наглядно свидетельствует об увеличении количества научно-практических исследований, нуждающихся в разрешении мультиплетных дифракционных отражений.

Учитывая актуальность затронутой проблемы, а также тот факт, что существующее методическое обеспечение не в состоянии с ней справиться, в диссертации разработан комплекс принципиально новых рентгенографических методов, призванный решить эту, а также ряд других задач рентгеновской дифрактометрии.

Особенно остро отсутствие удовлетворительных методов сказывается на возможности исследования сталей и сплавов на основе железа, фазовые и структурные превращения в которых из-за многообразия и сложности форм протекания окончательно не изучены.

Так весьма актуальным, но не получившим, несмотря на многочисленные попытки, окончательного решения, является вопрос о роли структурного фактора в развитии отпускной хрупкости сталей.

В настоящее время эта проблема занимает особое место в физике металлов и механике разрушения, привлекая к себе пристальное внимание исследователей и практиков не только важностью в теории взаимосвязи механических и структурных характеристик металлов, но и необходимостью решения ряда практических задач.

Существует два типа отпускной хрупкости: обратимая и необратимая, которые возникают при разных температурах отпуска, но, как считается, имеют единую природу [13]. По мнению одних исследователей ведущую роль в развитии отпускной хрупкости играют процессы выделения сегрегаций примесей по границам зерен, как считают другие - процессы карбидообразования. Но, вероятно, истина лежит между этими полярными мнениями и падение ударной вязкости обусловлено изменением относительных прочностных свойств границ зерен и матрицы [13]. Несмотря на большое количество существующих теорий этого явления, ни одна из них не в состоянии объяснить такие известные факты: почему при незначительном изменении температуры испытаний, при которой невозможны структурные изменения, резко уменьшается ударная вязкость? Почему отпускное охрупчивание проявляется лишь при динамических воздействиях и в большей мере присуще ОЦК металлам и т.д. Во многом трудности в изучении отпускной хрупкости объясняются тем, что она очень слабо оказывается на структурных и большинстве механических характеристик металлов.

Не менее злободневным является и вопрос о совершенствовании технологических процессов при производстве режущих инструментов. Развитие современных отраслей промышленности требует широкого применения сплавов на основе никеля, титана, молибде-

на, интерметаллических и других труднообрабатываемых материалов.

Как правило, механическая обработка таких материалов требует значительных затрат времени. С целью интенсификации режимов резания и повышения стойкости режущих инструментов в промышленности разработаны и внедрены высоколегированные быстрорежущие стали. Они отличаются высокой теплостойкостью и твердостью, но имеют сравнительно низкие механические свойства [14].

Одним из резервов улучшения эксплуатационных свойств высоколегированных инструментальных сталей является повышение их прочности путем термомеханической обработки. Однако, быстрорежущие стали обладают высокой степенью деформационного упрочнения, имеют узкий интервал ковочных температур и сравнительно низкую пластичность, что требует создания особых условий для их упрочняющей обработки.

Наиболее прогрессивным процессом пластического формообразования профильных заготовок режущего инструмента является метод горячего гидродинамического выдавливания (ГГДВ). Способ позволяет увеличить коэффициент использования металла и снизить себестоимость изготовления режущего инструмента. В связи с этим неизбежно возникает вопрос о возможности совмещения процессов пластического формоизменения с процессами высокотемпературной механической обработки (ВТМО), что позволило бы значительно повысить эксплуатационные свойства полученного таким образом инструмента. Однако исследований в области использования ГГДВ в режиме ВТМО для изготовления изделий из быстрорежущих сталей выполнено недостаточно. Очевидные достоинства совмещения методов, в случае его успешной реализации, потребовали проведения тщательных рентгенографических исследований тонких особенностей

фазовых и структурных превращений, протекающих Б быстрорежущих сталях в процессе ВТМО. Но рентгеноструктурный анализ сложноле-гированных сталей сталкивается с необходимостью изучения мар-тенситных структур, дифракционные отражения которых являются неразрешенными мультиплетами. Т.е. ив этом случае необходимо создание и использование соответствующего методического обеспечения. Учитывая актуальность указанных проблем, диссертация посвящена разработке комплекса рентгенографических методов исследования кристаллических структур с неразрешающимися дифракционными отражениями и практическому применению этих методов в изучении физической природы отпускной хрупкости, а также в исследовании влияния режимов ВТМО на структурное состояние и механизм формирования физико-механических свойств некоторых быстрорежущих сталей.

Диссертация состоит из введения, четырех глав и заключения.

В первой главе приведен анализ существующих методов, в результате которого установлено, что возможность их практического применения весьма ограничена, а в ряде случаев параметры, полученные с помощью этих методов, не имеют физического смысла. Обоснована необходимость принципиально иного подхода к решению поставленной задачи в связи с чем предлагаются разработанные автором рентгенографические методы исследования кристаллических структур и несовершенств кристаллического строения при наложении дифракционных отражений.

Во второй главе показана возможность исключения ряда систематических и уменьшения до необходимого уровня случайных погрешностей рентгеновской дифрактометрии, что необходимо при определении параметров элементарных ячеек мартенситных структур, их тетрагональности, степени легирования твердых растворов и проведении других прецизионных измерений.

Критический анализ основных гипотез и представлений о физической природе отпускной хрупкости сталей и сплавов на основе железа изложен в третьей главе. Рассмотрены факторы, активно влияющие на кинетику фазовых и стуктурных превращений, а также механизм формирования прочностных свойств металлов. Отмечено отсутствие удовлетворительной теории рассматриваемого явления.

В этой же и частично в следующей главе изложены результаты экспериментов автора диссертации, посвященные решению проблемы отпускной хрупкости. Установлено однозначное соответствие между ростом степени тетрагональности, минимумами среднеквадратичных статических смещений атомов кристаллической решетки из положений равновесий, замедлением релаксациоонных процессов, уменьшением толщины слоя металла, деформированного распространяющейся трещиной и провалами ударной вязкости исследуемых сталей. Выявлен структурный механизм развития как обратимой, так и необратимой отпускной хрупкости. В качестве объектов исследования использовались среднеуглеродистые низколегированные (Гл.З) и быстрорежущие (Гл.4) стали.

В четвертой главе исследовано влияние режимов ВТМО на фазовый состав, структурное состояние фаз внедрения, параметры тонкой кристаллической структуры и установлена взаимосвязь этих факторов с ударной вязкостью и другими механическими сво�