Кристалоструктурні зміни на початкових етапах відпуску мартенситу високовуглецевих Fe – Al сплавів

Структурно змінений шар в одновісних монокристалічних зразках поширюється на глибину до 4, 5 мм, якщо вісь зразка співпадає з віссю [001] монокристала, і до 3 мм, якщо вісь зразка співпадає з віссю [111]. Якщо зразок має полікристалічну структуру, то її зміни при ЛО сягають глибини меншої (до 1 мм), ніж у монокристалах.

Значні залишкові термічні спотворення кристалічних ґраток фазових складових призводять до асиметрії орієнтаційних співвідношень. Кількість орієнтацій мартенситу різна на різних відстанях від обробленої поверхні. Фіксується асиметрія в розташуванні полюсів мартенситу на стереографічній поверхні та різна їх кількість у прошарках монокристала. Стрибкоподібна зміна ступеня тетрагональності мартенситу пояснюється порушенням когерентності між кристалічними ґратками аустеніту і субмікрооб'ємів К-фази.

Аналіз рентгенограм і розташування полюсів тетрагонального -мартенситу сплавів Fе-4% Аl-2% С і Fе-8% Аl-2, 5% С на стереографічних проекціях показав, що, по-перше, при лазерному впливі в торець зразків першого сплаву виникає загартований поверхневий шар товщиною 0, 2 мм, в якому після охолодження зразків в рідкому азоті ГЦК гратка аустеніту не змінюється і мартенсит не утворюється. В зразках з більшою концентрацією алюмінію в цьому шарі, після охолодження зразків в рідкому азоті є мартенсит з аномально високою тетрагональністю, але немає відпущеного мартенситу. Особливості структурних змін у цьому шарі при ЛО поверхні є наслідком висхідної дифузії атомів проникнення з утворенням твердого розчину з підвищеним вмістом вуглецю. Це знижує температуру початку мартенситного перетворення для першого сплаву, а для другого сплаву виключає можливість утворення відпущеного мартенситу зі збагаченого вуглецем (в процесі лазерного впливу) аустеніту. По-друге, чим ближчий напрямок лазерного впливу до напрямку щільнішої упаковки атомів, тим менша величина зони термічного впливу. Наявність великої кількості впорядкованої К-фази в зразках другого сплаву також зменшує величину цієї зони. По-третє, після лазерного впливу на зразки та охолодження їх в рідкому азоті в зоні відпуску з'являється прошарок аустеніту, який не перетворюєтьсв в мартенсит. Це пов'язано зі значним зменшенням дефектів кристалічної будови (в цьому шарі аустеніт має найменшу розорієнтацію блоків когерентного розсіяння). Четвертою особливістю є те, що в зоні термічного впливу симетрія орієнтацій мартенситу порушується. Проте спостерігається деяка кореляція між зміною розташування центрів розкиду полюсів мартенситу та їх кількістю. Після «зміщення» на стереографічній проекції центрів розкиду полюсів (20. 0) мартенситу з одного боку полюса (011) аустеніту на протилежний бік кількість полюсів мартенситу зменшується, а далі ці полюси зовсім зникають. Те ж саме відбувається з полюсами (002) мартенситу, центр розкиду яких «зміщується» з одного боку від полюса (001) аустеніту на протилежний бік. Виявлено, що це є наслідком зміни стискуючих напружень на розтягуючі.

Показано, що при імпульсній лазерній обробці структура аустеніту змінюється таким чином, що після мартенситного перетворення в високовуглецевих Fе-4% Аl-сплавах -мартенсит стає більш стійким до розпаду, ніж мартенсит в таких самих сплавах, які не піддавалися ЛО. Однією з особливостей такої стійкості є те, що після імпульсного лазерного впливу -мартенсит в сплаві Fе-8% А1-2, 5% С більш стійкий до розпаду, ніж -мартенсит з аномально високою тетрагональністю в сплаві Fе-4% Аl-2% С. І навпаки, -мартенсит з високою тетрагональністю в сплаві Fе-4% Аl-2% С більш стійкий до розпаду, ніж -мартенсит з високою тетрагональністю в сплаві Fе-8% Аl-2, 5% С. Це пов'язано з тим, що в процесі імпульсної лазарної обробки в приповерхневому шарі відбувається перерозподіл легуючих елементів в усіх фазових складових: в -мартенситі, аустеніті та К-фазі.

 

 

У дисертації наведено вирішення наукової задачі, що виявляється у дослідженні особливостей кристалоструктурних змін загартованих високовуглецевих Fe-Al сплавів під дією зовнішніх термічних та імпульсних впливів. Встановлені в роботі причини цих особливостей доповнюють теорію фазових перетворень, і зокрема – мартенситних перетворень. Практичні результати роботи дають фізичну основу для створення нових дешевих конструкційних матеріалів, а також для удосконалення технології їх обробки.

1. В широкому концентраційному інтервалі досліджені аустенітні та аустенітно-карбідні сплави системи Fe-Al-C при охолодженні, на початкових етапах відпуску та після впливу імпульсного лазерного випромінювання, що дало змогу скласти фізичне уявлення про особливості формування та початкові стадії розпаду мартенситу в згаданих сплавах, а також про виникнення цих особливостей під дією імпульсного лазерного випромінювання.

1. За допомогою матричного аналізу змодельовано полюсні фігури мартенситу з аномально високою тетрагональністю та експериментальне досліджено на монокристалічних зразках еволюцію орієнтаційних співвідношень кристалічних ґраток мартенситу та аустеніту при  мартенситному перетворенні та низькотемпературному відпуску, що дало можливість пояснити утворення різних орієнтаційних співвідношень у сплавах Fe-Al-C. Встановлено кореляцію міх орієнтаційними співвідношеннями кристалічних ґраток мартенситу і залишкового аустеніту та вмістом алюмінію в сплавах.

2. Виявлено кореляцію між кількістю орієнтацій -мартенситу та магнітним станом частинок К-фази, що дало можливість пояснити утворення 48 орієнтацій маренситу попереднім переходом ізоморфних когерентних впорядкованих частинок К-фази з пара- у феромагнітний стан у парамагнітному аустеніті. Встановлено, що після низькотемпературного відпуску загартованих Fe-Al-C сплавів орієнтаційні співвідношення між -мартенситом і залишковим аустенітом наближаються до орієнтаційних співвідношень Нішіями.

Показано, що різновид і особливості орієнтаційних співвідношень -мартенситу щодо залишкового аустеніту визначаються наявністю