КРИСТАЛЛОГРАФИЯ, 2014, том 59, № 3, с. 412-422
СТРУКТУРА НЕОРГАНИЧЕСКИХ СОЕДИНЕНИЙ
УДК 669.15+669.017.3
СТРУКТУРНЫЙ МЕХАНИЗМ а ^ у-ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВЕ Fe-32%Ni
© 2014 г. Н. Д. Земцова
Институт физики металлов РАН, Екатеринбург E-mail: zemtsova@imp.uran.ru Поступила в редакцию 7.07.2013 г.
Впервые обнаружена промежуточная 9^-парамагнитная фаза в метастабильном сплаве Fe-32%Ni, имеющая форму крупных протяженных пластин. Она образуется в процессе медленного нагрева со скоростью 0.3°/мин в средней части температурного интервала а ^ у-превращения. Структура новой фазы 9R установлена методом дифракции электронов.
DOI: 10.7868/S0023476114020295
ВВЕДЕНИЕ
Во всех работах, посвященных исследованию механизма обратного а ^ у-превращения в сплавах и сталях на железо-никелевой основе при различных скоростях нагрева, вплоть до недавнего времени регистрировалось формирование только у-фазы, различающейся по морфологии в зависимости от места ее образования в температурном интервале обратного а ^ у-превращения. Обзор экспериментальных данных и результаты проведенного исследования опубликованы в [1]. Считалось установленным, что у-фаза выделяется в форме дисперсных кристаллов, крупных протяженных пластин и наконец в форме глобулей на завершающей стадии обратного а ^ у-превраще-ния. Формирование промежуточной фазы было обнаружено только в углеродистых сталях и чистом железе [2], ею может быть е-фаза или длин-нопериодные е'-фазы. При полиморфном превращении железа или а ^ у-превращении в углеродистых сталях их удалось зафиксировать непосредственно в процессе превращения с использованием скоростного рентгенографирова-ния быстропротекающих процессов.
В [3] обнаружена промежуточная е-фаза и в сплаве Бе-32%№: она оказалась морфологически подобной дисперсным у-кристаллам и формируется наряду с ними в нижней части температурного интервала обратного а ^ у-превращения. Существуют данные о возможности образования е-фазы в условиях высокого давления при комнатной температуре, полученные методом Мессбауэ-ра [4, 5], но они не позволяют однозначно описать морфологию формирующейся фазы, место ее образования в условиях нагрева, возможную динамику ее морфологического преобразования.
О возможном формировании промежуточной фазы в процессе а ^ у-превращения свидетельствуют результаты исследования кинетики обратного превращения в метастабильных сплавах на
Бе-№-основе [6—8]. Обнаружено, что в сплавах Ре—М—И в средней части температурного интервала обратного а ^ у-превращения магнитометрически [6] регистрируется наибольшая скорость образования парамагнитной фазы, и ее количество (как предполагалось, ревертированного аустенита) увеличивается на 40%. Однако при этом не наблюдается поглощения тепла [8] и уменьшения длины образца [6], которые с необходимостью должны сопровождать а ^ у-пре-вращение.
Сопоставление результатов работ [9, 10], выполненных на бинарных сплавах Бе-~32%№ (АН ~ 310, АК = 515°С), также указало на отсутствие корреляции в изменении физических характеристик в средней части температурного интервала обратного превращения. В этом сплаве при скорости нагрева 0.3°/мин наблюдается задержка в уменьшении длины образца (рис. 2 в [9]) и выделение тепла (рис. 4 в [10]) с максимумом при 460°С. Но начиная именно с 460°С, происходит резкое уменьшение намагниченности сплава (рис. 8 в [9]). Таким образом, область температур вокруг 460°С в сплавах с ~32% никеля является той границей, которая разделяет два различающихся процесса в осуществлении а ^ у-превра-щения. Отметим, что авторы [10] связывают экспериментальный факт выделения тепла с перераспределением атомов никеля между у- и а-фазами. Однако методом Мессбауэра установлено, что этот процесс происходит в нижней части температурного интервала обратного а ^ у-пре-вращения [11, 12].
В средней части температурного интервала обратного а ^ у-превращения как в сплавах на основе Ре—№—Т1 [6], так и в сплавах Бе-~32%№ [13] наблюдается формирование крупных протяженных пластин новой фазы, слабо травящихся на фоне исходного а-мартенсита и часто располагающихся параллельно друг к другу или в виде
ферм, что характерно для атермической кинетики образования. Наблюдающееся резкое уменьшение прочностных характеристик сплава после нагрева выше 460°С [14] свидетельствует о том, что образование крупных протяженных пластин обусловлено релаксационным процессом снятия упругих напряжений в двухфазной матрице: а + дисперсные кристаллы ревертированного аустенита, названные в [9] "у-мартенситом". Этот процесс осуществляется сдвиговым механизмом, что подтверждается звуковым эффектом [15, 16] и отчетливой плоскостной огранкой пластин новой фазы. Это в свою очередь свидетельствует о высокой скорости его осуществления, следовательно, без участия диффузионных процессов.
На основании обнаруженного несоответствия в поведении физических характеристик сплавов [8] было высказано предположение, что крупные протяженные пластины являются новой промежуточной фазой релаксационного сдвигового происхождения экзотермической природы с кристаллической решеткой, отличной от решетки аустенита.
Настоящая работа посвящена исследованию внутренней структуры протяженных слабо травящихся пластин. Для исключения сопутствующих фазовому а ^ у-превращению других фазовых изменений (распад а- и у-фаз с выделением фазы №3Т1 в сплавах Ре—М—Т!) настоящее исследование проведено на бинарном сплаве Бе-32%№.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Сплав Бе-32%№, содержащий не более 0.01%С, после ковки на прутки сечением 15 х 15 мм был гомогенизирован при 1100° С в течение 48 ч и резко закален в воде. Сплав имел исключительно однофазную аустенитную структуру с равноосным зерном размером в среднем 600 мкм. Охлаждение в жидком азоте и медленный отогрев на воздухе до комнатной температуры привели к формированию ~80% а-фазы атермической морфологии. Обратное а ^ у-превращение (АН ~ 310°С [10]) осуществляли при медленном нагреве со скоростью 0.3°/мин от комнатной температуры до 400 и 500°С, т.е. до температур ниже и выше критического интервала, в котором заметно изменяется поведение физических характеристик сплавов, близких по химическому составу к исследуемому. Охлаждение образцов до комнатной температуры осуществляли на воздухе. Исходный размер образцов 15 х 15 х 10 мм. Электроискровой резкой, вносящей наименьшие искажения в поверхностный слой, были нарезаны из средней части образцов заготовки для фольг. После механического утонения заготовок на мелкозернистой шлифовальной бумаге до толщины 0.2 мм готовили фольги в электролите на основе орто-фосфорной кислоты с добавлением хромового
ангидрида и серной кислоты при напряжении 25 В. Структурное исследование провели на микроскопе JEM-200CX при напряжении 160 кВ в Центре коллективного пользования в ИФМ УрО РАН.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Подробное электронно-микроскопическое исследование структуры проведено на образце, испытавшем медленный нагрев со скоростью 0.3°/мин до 500°С. Сплав при этом не испытал полного превращения в аустенитное состояние (АК = 515°С), и в нем присутствуют все структурные составляющие, образовавшиеся на различных стадиях превращения: дисперсные кристаллы «у-мартенсита», крупные протяженные пластины и глобулярный аустенит, формирующийся на завершающей стадии обратного превращения. На рис. 1 приведена структура, сформировавшаяся в образце. В центре рис. 1а расположена крупная протяженная пластина, состоящая из нескольких рядом расположенных пластинок. Структура окружающей матрицы неоднородна. Результаты [1, 13] свидетельствуют о том, что окружающая протяженные пластины матрица представляет собой двухфазную смесь: остаточная а-фаза и "у-мартенсит". Такая двухфазная структура, формирующаяся в процессе нагрева в нижней части температурного интервала обратного а ^ у-превращения, отчетливо видимая в электронном микроскопе, представлена на рис. 1б в центре снимка. Она представляет собой видманштеттову структуру с правильно расположенными дисперсными пластинами "у-мартен-сита" внутри исходных пластин а-фазы.
Остановимся на характеристике внутренней структуры протяженных пластин. На рис. 1в хорошо видно различие внутренней структуры в рядом расположенных пластинках, составляющих крупную протяженную пластину. Расположенная внизу пластинка имеет однородную структуру, видны лишь контуры экстинкции, свидетельствующие о наличии достаточно высокого уровня упругих когерентных напряжений. В верхней пластинке разрешается тонкая внутренняя структура, проявляющаяся полосчатым контрастом, параллельным ее габитусу. На рис. 2 приведена структура этой пластинки при большем увеличении и соответствующая ей электронограмма. Особенностью электронограммы (рис. 2а), снятой с области, характеризующейся полосчатым контрастом (рис. 2б), является наличие параллельных равноотстоящих диффузных стержней (ДС) и расположение рефлексов от фаз исключительно на этих стержнях. Расчет показал, что в структуре присутствует искаженная ГЦК-фаза, рефлексы которой проиндексированы слева от
Рис. 1. Структура сплава Бе-32%№, сформировавшаяся при медленном нагреве со скоростью 0.3°/мин до 500°С в процессе обратного а ^ у-превращения. Светлопольные изображения структуры: а — крупная протяженная пластина (в центре снимка); б — двухфазная матрица а + дисперсные кристаллы ревертированного аустенита (в центре снимка); в — увеличенное изображение структуры двух рядом расположенных пластинок внутри крупной протяженной пластины, в верхней пластинке разрешается тонкая внутренняя структура (9Л + 3R)-фазы; г — увеличенное изображение структуры двухфазной матрицы, полосчатый контраст на изображении дисперсных кристаллов ревертированного аустенита может свидетельствовать об их структуре (9Л + 3Л).
диффузных полос в кубической системе координат. Угол между рефлексами 111 и 1 11 составляет 69°, в то время как теоретическое значение, соответствующее идеальной ГЦК-решетке, 70.5°. С целью получения более точной информации о структуре этой фазы приведена микродифракционная картина в масштабе, увеличенном в 2 раза по отношению к экспериментально получен
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.