Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Обработка поверхности материалов концен трированными потоками энергии 12
1.1 Перспективные методы модификации поверхности материалов 12
1.2 Физические особенности применения электровзрывного легирования для упрочнения и защиты поверхности 22
1.3 Формирование упрочненных поверхностных слоев высоко и низкоэнергетическими электронными пучками 26
1.4 Моделирование температурных полей при воздействии НСЭП 29
1.5 Выводы из литературного обзора 33
ГЛАВА 2. Материал исследования, метод электронно-пучковой обработки и методики исследования структурно-фазового состояния материала 36
2.1 Материал исследования 36
2.2 Методика электронно-пучковой обработки образцов стали 65Г 36
2.3 Методы структурно-фазовых исследований и определения количест венных характеристик материала исследования 38
ГЛАВА 3. Электронно-пучковая модификация отожжённой стали 65Г 45
3.1 Фазовый состав и дефектная субструктура исходного состояния стали 45
3.2 Фазовый состав и дефектная субструктура зоны термического влияния 58
3.2.1 Структурно-фазовое состояние зерен перлита 58
3.2.2 Структурно-фазовое состояние зерен глобулярного перлита 64
3.2.3 Структурно-фазовое состояние зерен феррита 65
3.3 Твердофазное превращение феррито-перлитной стали 70
3.3.1 Структурно-фазовые преобразования зерен феррита 70
3.3.2 Структурно-фазовые преобразования зерен пластинчатого перлита 73
3.3.3 Структурно-фазовые преобразования зерен глобулярного перлита («псевдоперлита») 82
3.4 Фазовый состав и дефектная субструктура дна зоны расплава 87
3.4.1 Структурно-фазовое состояние зерен феррита 87
3.4.2 Структурно-фазовое состояние зерен глобулярного перлита л (псевдоперлита) 89
3.4.3 Структурно-фазовое состояние зерен пластинчатого перлита 92
3.5 Фазовый состав и дефектная субструктура объема стали, форми рующегося из расплава 96
3.5.1 Структурно-фазовое состояние микронных зерен 96
3.5.2 Структурно-фазовое состояние зерен субмикронных размеров 101
3.6 Корреляции и закономерности эволюции структуры феррито перлитной стали 65Г при электронно-пучковой модификации 105
ГЛАВА 4. Электронно-пучковая модификация структуры и фазового состава закалённой стали 65Г 114
4.1 Фазовый состав и дефектная субструктура исходного состояния закаленной стали 65г 114
4.2 Фазовый состав и дефектная субструктура зоны термического влияния стали 65Г, обработанной электронным пучком 125
4.2.1 Преобразование дефектной подсистемы 125
4.2.2 Преобразование карбидной подсистемы 128
4.2.3 Преобразование остаточного аустенита 132
4.3 Твердофазное (с участием а=>у=>а полиморфного превращения) преобразование мартенситной стали 132
4.3.1 Преобразование дефектной подсистемы стали 133
4.3.2 Преобразование карбидной подсистемы 135
4.3.3 Полиморфное превращение (образование аустенита и кристаллов мартенсита) 138
4.4 Фазовый состав и дефектная субструктура объема стали, формирую щегося из расплава 143
4.4.1 Фазовый состав слоя, кристаллизующегося из расплава (мак-ромасштабный уровень анализа структуры стали) 143
4.4.2 Внутризеренная структура стали (мезомасштабный уровень анализа структуры) 145
4.4.3 Дефектная: субструктура фаз (микромасштабный уровень анализа структуры) 148
4.4.4 Состояние твердого раствора фаз, формирующихся при вы сокоскоростной закалке из жидкого состояния (атомарный уровень анализа структуры стали) 151
4.5 Корреляции и закономерности эволюции структуры закаленной стали 65Г при электронно-пучковой модификации 154
Заключение по главе 4 160
Основные выводы по работе 163
Список литературы 166
- Физические особенности применения электровзрывного легирования для упрочнения и защиты поверхности
- Фазовый состав и дефектная субструктура зоны термического влияния
- Фазовый состав и дефектная субструктура объема стали, форми рующегося из расплава
- Твердофазное (с участием а=>у=>а полиморфного превращения) преобразование мартенситной стали
Введение к работе
В последние годы получили развитие новые способы обработки поверхности, использующие концентрированные потоки энергии. Они позволяют существенно (до нескольких секунд, а при импульсных процессах - до долей секунды) сократить время обработки, что в некоторых случаях дает возможность встраивать соответствующее оборудование в единую технологическую цепь изготовления деталей, а также снижать энергозатраты на проведение обработки за счет того, что воздействию концентрированных потоков энергии (КПЭ) подвергаются те части поверхности, которые в наибольшей степени нуждаются в упрочнении и защите. Кроме того, высокоэффективные способы обработки позволяют получать структурно-фазовые состояния поверхности, недостижимые при использовании традиционных технологий.
Все большее применение в промышленном производстве находят методы упрочнения металлов и сплавов с использованием концентрированных источников нагрева - электрической дуги, потоков ионов, плазмы, лазерных и электронных лучей и др. Такие источники позволяют получать на поверхности металла слои с высокой твердостью, обрабатывать участки поверхности, недоступные для упрочнения другими методами, локализовать энергию в узкой зоне, обеспечивая ресурсосбережение, в основе которого лежит замена дорогостоящих и сложнолегированных сплавов экономнолегированными в тонком поверхностном слое.
Одним из основных путей в этом направлении является применение принципиально новых методов формирования и регулирования свойств материалов, основывающихся на современных представлениях о роли структуры в повышении прочности и износостойкости (демпфирование внешних нагрузок релаксацией концентраторов напряжений, диссипация энергии структурными превращениями и т.п.) [1,2] и использовании быстропротекающих и высокоэнергетических воздействий нанесения покрытий [3-38]. В большинстве случаев, как показывает опыт, наибольший эффект может быть достигнут в случае комбинирования указанных методов или их сочетания с уже усвоенными в практике. Таким образом, существует необходимость интенсификации исследований как в области традиционных научных направлений - физики твердого тела, метало- и материаловедения и теплофизики, обеспечивающих основы создания и развития прогрессивных материалов и технологий упрочнения и нанесения защитных покрытий, так и новых - синергетики [39-42], физики ультрадисперсных сред [43], материаловедения быстрозакаленных металлов и сплавов [44-46], физической мезомеханики структурно-неоднородных сред [47-49].
Естественно, возникает необходимость в развитии новых подходов к проблемам повышения прочности, износостойкости и других свойств покрытий, определяющих надежность, долговечность и работоспособность изделий с покрытиями. Несмотря на огромный теоретический и экспериментальный материал, обобщенный в монографиях [3-38], требуется углубленное научное понимание физических процессов, определяющих формирование состава, структуры и свойств, при нанесении покрытий и упрочняющей обработке, с целью расширения представлений о связи механизмов разрушения покрытий с их структурой и свойствами при различных внешних воздействиях.
Актуальность темы
Одним из наиболее эффективных направлений улучшения служебных характеристик конструкционных материалов, в том числе и сталей, является разработка оптимальных режимов термического воздействия. Это дает возможность, с одной стороны, получать изделия с определенными заданными характеристиками, отвечающими эксплуатационным требованиям, а с другой стороны, прогнозировать изменение свойств деталей и конструкций при их изготовлении и эксплуатации. За последние десятилетия, особенно после широкого внедрения методов электронной дифракционной микроскопии, достигнут существенный прогресс в понимании физических процессов, протекающих при этом, что связано, в основном, с работами Г. В. Курдюмова, В. Д. Садовского, А. П. Гуляева, В. М. Счастливцева, Л. М. Утевского, С. 3. Бокштейна, В. В. Рыбина, Р. И. Энтина, М. А. Штремеля, А. Л. Ройтбурда, М. Л. Бернштейна, М. Е. Блантера, В. И. Изотова, А. Г. Хачатуряна, Л. М. Капуткиной, В. А. Займовско-го, М. П. Усикова, Л. И. Тушинского, Д. А. Мирзаева, Т. Ф. Вольтовой, М. И. Гольдштейна, Л. И. Лысака, Дж. Крауса, В. Н. Гриднева, А. Р. Мадера, Э. Гуд-ремона, Дж. Томаса, К. Вокасы, С. М. Ваймана, А. Келли, Ф. Б. Пикеринга, В. Бадеши, Б. И. Николина, Ю. Н. Петрова, В. Г. Гаврилюка, М. В. Белоуса и многих других российских и зарубежных металлофизиков и материаловедов.
Успехи в области физики генерации высоких плотностей энергии привели к новым методам управления фазовым составом, дефектной субструктурой и, следовательно, физико-механическими, триботехническими, электрофизическими и т.д. свойствами неорганических материалов, основанным на применении концентрированных потоков энергии. Характерной особенностью воздействия концентрированных потоков энергии являются сверхвысокие (108-1010 К/с) скорости нагрева и весьма малые (10"6-10"3 с) времена воздействия высоких температур (вплоть до температуры плавления и испарения материала). Исключительно гибкими источниками, позволяющими реализовать высокоскоростной ввод энергии в тонкие поверхностные слои материала, являются интенсивные импульсные электронные пучки, установки для получения которых многие годы с успехом разрабатываются в Институте сильноточной электроники СО АН СССР (РАН). Исследования, выполненные в основном Российскими учеными, показывают, что использование импульсных электронных пучков в качестве способа модификации металлов и сплавов в определенных условиях способно приводить к существенному увеличению коррозионной стойкости, износостойкости и микротвердости поверхностных слоев неорганических материалов, в том числе и стали. Однако физическая природа многих процессов, протекающих при воздействии таких пучков на материалы, не раскрыта. Это связано, главным образом, с отсутствием систематических экспериментальных исследований эволюции фазового состава и микроструктуры облученных образцов в широком диапазоне параметров электронного пучка и материалов исследования.
Работа выполнялась в соответствии с грантом РФФИ-ГФЕН (Российско-китайский международный грант) проект №05-02-39008 «Закономерности и механизмы формирования упрочненных слоев в сплавах на основе железа при воздействии импульсных электронных пучков и плазменных потоков», грантами Министерства образования и науки по фундаментальным проблемам металлургии на 2004-2006 год, темами Сибирского государственного индустриального университета и Томского государственного архитектурно-строительного университета.
Цель работы: выявление закономерностей эволюции на различных структурно-масштабных уровнях фазового состава и дефектной субструктуры стали 65Г, находящейся в феррито-перлитном и закаленном состояниях, в условиях высокоскоростного нагрева и охлаждения, инициированных облучением низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком микросекундной длительности.
Научная новизна работы состоит в том, что
1. Впервые получены систематические комплексные экспериментальные данные о структурно-фазовых превращениях, протекающих в стали 65Г, подвергнутой импульсной электронно-пучковой обработке.
2. Выявлены качественные и количественные закономерности изменения параметров, характеризующих фазовый состав и дефектную субструктуру стали 65Г, обработанную импульсным электронным пучком микросекундной длительности.
3. Проведен сравнительный анализ на различных структурно-масштабных уровнях механизмов структурно-фазовых превращений стали 65Г, находящейся в предварительно нормализованном и предварительно закаленном состояниях. 4. Впервые на различных структурно-масштабных уровнях рассмотрена эволюция колонии перлита в условиях твердофазного и жидкофазного превращений, инициированных импульсной электронно-пучковой обработкой.
Практическая значимость выполненных в работе исследований заключается в:
1. Формировании базы данных эволюции фазового состава и дефектной субструктуры стали 65Г в условиях импульсной электронно-пучковой обработки. 2.Выявлении роли типа исходного структурно-фазового состояния углеродистой стали на формирующуюся при электронно-пучковой обработке структуру.
3. Установлении закономерностей изменения структурно-фазового состояния углеродистой стали, обработанной импульсным электронным пучком, по мере удаления от поверхности облучения.
4. Выявлении и анализе концентраторов напряжений, формирующихся в углеродистой стали в условиях импульсной электронно-пучковой обработки.
Личный вклад автора состоит в осуществлении предварительной термической обработки материалов исследования, проведении электронно-микроскопических исследований исходных образцов и образцов, облученных электронным пучком, анализе полученных результатов и формулировании выводов.
Основные положения, выносимые на защиту:
1. Совокупность экспериментальных результатов, полученных при анализе фазового состава и дефектной субструктуры стали 65Г с исходно феррито-перлитной и мартенситной структурами, подвергнутой импульсной электронно-пучковой обработке.
2. Количественные и качественные закономерности эволюции структуры и фазового состава колоний пластинчатого перлита в условиях высокоскоростного ввода энергии, инициированного импульсным электронным пучком. 3. Количественные и качественные закономерности эволюции структуры и фазового состава мартенсита закалки в условиях высокоскоростного ввода энергии, инициированного импульсным электронным пучком.
4. Обнаружение формирования в стали 65Г в слое жидкофазного преобразования материала нового типа закалочной структуры «зерно - кристалл мартенсита».
Достоверность полученных в работе результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач и их физической обоснованностью, использованием современных методов и методик исследования, большим объемом экспериментальных данных и их статистической обработкой, сопоставлением установленных в работе закономерностей с фактами, полученными другими исследователями.
Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих конференциях, совещаниях и семинарах: IV Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» посвященная памяти академика Г. В. Курдюмова. Черноголовка. 2006; XVI Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов». Самара. 2006; V Международной конференции «Радиационно-термические эффекты и процессы в неорганических материалах». Томск. 2006; Всероссийской конференции «Деформирование и разрушение структурно-неоднородных сред и конструкций». Новосибирск. 2006; Берштейновских чтениях по термомеханической обработке металлических материалов. Москва. 2006; Первой международной конференции «Деформация и разрушение материалов». Москва. 2006; 45-й международной конференции «Актуальные проблемы прочности». Белгород. 2006; Ш-й международной научно-технической конференции «Современные проблемы машиностроения». Томск. 2006; XVII Петербургских чтениях по проблемам прочности. Санкт-Петербург. 2007; XV Республиканской научной конференции аспирантов по физике конденсированного состояния. Гродно. 2007. Публикации Результаты диссертации опубликованы в 16 печатных работах, в том числе в 4-х статьях, в изданиях, входящих в список ВАК РФ, список основных из них приведен в конце автореферата.
Структура и объем диссертации Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных выводов, списка литературы из 257 наименований, содержит 186 страниц машинописного текста, включая 3 таблицы и 91 рисунок.
Считаю своим приятным долгом выразить признательность моему научному руководителю профессору кафедры физики ТГАСУ Иванову Ю. Ф. и научному консультанту зав. каф. физики СибГИУ профессору Громову В. Е., а так же сотрудникам кафедр физики СибГИУ и ТГАСУ за помощь в проведении экспериментов и обсуждении результатов работы.
Физические особенности применения электровзрывного легирования для упрочнения и защиты поверхности
Импульсные гетерогенные плазменные струи, служащие инструментом воздействия на поверхность при электровзрывном легировании (ЭВЛ) формируются с использованием плазменного ускорителя. Важно подчеркнуть, что продукты электрического взрыва представляют собой многофазную систему, включающую плазменный компонент и конденсированные частицы различной дисперсности. При формировании струи ее фронт образует плазменный компонент, конденсированные же частицы, обладая большей инертностью, располагаются в тылу струи. Это позволяет осуществлять не только поверхностное ле гирование, но и нанесение покрытий. (О легировании говорят, когда концентрация элементов, вносимых в поверхностный слой, не превышает 50%). Способы же поверхностного легирования, аналогичные ЭВЛ, используют плазму взрывчатых веществ и магнитоплазменных компрессоров [108-112]. Основное преимущество ЭВЛ перед ними состоит в том, что в качестве плаз-мообразующего вещества, которое собственно и вносится в поверхностный слой мишени, могут быть использованы любые электропроводные материалы -тонкие фольги металлов и сплавов, углеграфитовые и другие волокна. ЭВЛ носит пороговый характер, начинаясь с определенного значения зарядного напряжения, при котором при выбранных значениях расстояния облучаемой поверхности от среза сопла ускорителя и конструктивных параметров ускорителя достигается ее оплавление и насыщение продуктами взрыва.
В последнее время было показано [113,114], что в случае двухкомпонент-ного легирования с использованием порошка того или иного вещества, навеска которого для этого специально помещается в область внутреннего электрода ускорителя и затем переносится на облучаемую поверхность, радиальное строение зоны легирования имеет свои особенности. В этом случае существенно подавляется течение расплава и последующий его выплеск под действием неоднородного давления струи на поверхность. В результате качество поверхности с технологической точки зрения существенно улучшается. Сопоставление результатов, полученных при электровзрывном науглероживании и карбоборировании железа и никеля [115-124], а также борировании никеля, позволило установить, что зона легирования обладает ярко выраженным градиентным строением по глубине. В общем случае можно говорить о формировании четырех слоев. Со стороны поверхности располагается тонкий (субмикронный) слой, который можно назвать слоем синтезированных фаз. Он обладает самой большой степенью легирования и имеет нанокомпозитную структуру. Ниже располагался промежуточный слой с ячеистой кристаллизацией и приграничный слой с зеренной структурой. Структура вблизи границы зоны легирования с зоной термического влияния была образована зернами остаточного аустенита и выделениями боридов железа. Ниже наблюдались кристаллы пакетного и пластинчатого мартенсита. В ряде работ [125-127] было показано, что ЭВЛ позволяет значительно увеличить показатели прочности и долговечности металлов и сплавов, такие как микротвердость, износостойкость в условиях сухого трения скольжения и абразивного изнашивания, жаростойкости в атмосфере воздуха. Распределение по глубине микротвердости науглерожснных слоев никеля 800С отражало, по-видимому, распределение по глубине концентрации легирующего элемента.
Интересной особенностью микротвердости является ее рост с увеличением интенсивности плазменного воздействия на поверхность. Установленные в работах [108-127] особенности строения, структуры и фазового состава модифицированных слоев отражают основные черты ЭВЛ. Располагающиеся ниже приграничный и промежуточный слои находятся меньше времени в расплавленном состоянии, чем приповерхностный слой, они не перегреваются под давлением струи, поэтому степень легирования с глубиной уменьшается. С увеличением степени легирования растет число центров кристаллизации, поэтому размеры кристаллитов по мере приближения к поверхности облучения становятся все меньше и меньше. Нанокомпозитная природа зоны ЭВЛ - результат высокой степени легирования и высокой скорости охлаждения при кристаллизации. Очевидно, что тонкий нанокристаллический слой с низкой степенью легирования на границе с основой соответствует граничной полоске, наблюдающейся при исследованиях методом световой микроскопии шлифов. Ее происхождение на основании теплофизических расчетов было объяснено, как проявление эффекта последействия. Он заключается в том, что после окончания импульса фронт плавления может продолжать продвигаться в объем образца за счет тепла, запасенного в зоне легирования. Низкая степень легирования граничной полоски объясняется тем, что после окончания импульса конвективные процессы тепломассопереноса существенно затухают. Образование ячеек кристаллизации хорошо описывается теорией концентрационного переохлаждения. Исходя из того, что промежуточный слой с ячеистой кристаллизацией после карбоборирования металлов был основным по глубине (и объему) слоем зоны легирования, можно заключить, что структурообразующей примесью в рассмотренных системах, являлся, прежде всего, бор. В соответствии с названной теорией следует считать, что в случаях двухкомпо-нентного легирования с участием бора его концентрация, по-видимому, была ниже эвтектической. Поэтому при кристаллизации оказывалась возможной
Фазовый состав и дефектная субструктура зоны термического влияния
В первую очередь рассмотрим структурно-фазовое состояние зерен пластинчатого перлита, как основной структурной составляющей стали, далее -зерен глобулярного перлита. Макромасштабный уровень анализа, реализуемый в методе электронной дифракционной микроскопии тонких фольг, заключался в изучении наличия продуктов полиморфного а у 0- превращения (присутствия кристаллов мартенсита и областей остаточного аустенита) и анализе изменения морфологии пластин цементита. Выполненные исследования показали, что, несмотря на электронно-пучковую обработку стали, в зоне термического влияния сохранилась пластинчатая форма цементита (рис.3.10). Это указывает как на отсутствие в явной форме процесса растворения пластин цементита, так и на отсутствие механического разрушения пластин в результате действия термоупругих полей напряжений, формирующихся в поверхностных слоях стали в результате высоких скоростей нагрева (до 10 К/с) и охлаждения (до О А 10-10 К/с) образца на стадии электронно-пучковой обработки. Микродифракционный анализ зерен перлита выявил наличие а-фазы и карбида железа (цементита). Это указывает на отсутствие полиморфного а= у= а превращения с возможным замораживанием остаточного аустенита (у-фазы) и процесса выделения частиц карбидной фазы, имеющих кристаллическую решетку, отличную от кристаллической решетки цементита. Мезомасштабный уровень структурных исследований заключался в анализе состояния дальнодействующих полей напряжений, простирающихся, как показали настоящие исследования, в пределах одного-трех зерен. В методе электронной дифракционной микроскопии тонких фольг дальнодействующие поля напряжений, приводящие к изгибу-кручению кристаллической решетки стали, выявляются по наличию на электронно-микроскопических изображениях материала изгибных экстинкционных контуров [167].
Характерное изображение структуры стали 65Г, демонстрирующее наличие изгибных экстинкционных контуров в зернах перлита, приведено на рис.3.10. В зернах перлита источниками кривизны-кручения кристаллической решетки являются границы зерен (рис.3.10а) и границы раздела пластин цементита и феррита (рис.3.106). Об этом свидетельствует тот факт, что изгибные экстинкционные контуры, как правило, начинаются от данных внутрифазных и межфазных границ раздела. Существенно возросла, по сравнению с исходным состоянием, величина линейной плотности изгибных контуров. Как правило, в одном зерне перлита фиксируется два-три контура. Последнее указывает на значительное увеличение числа источников кривизны-кручения кристаллической решетки в зоне термического влияния облученной стали. Действительно, в стали перед электронно-пучковой обработкой источниками кривизны-кручения кристаллической решетки являлись лишь границы и стыки границ зерен. После электронно-пучковой обработке еще одним источником изгиба-кручения кристаллической решетки становятся пластины цементита, и, в особенности, торцы пластин (рис.3.106). Как было показано в [180] (см. также Гл.2), количественной характеристикой изгиба-кручения кристаллической решетки, определяемой методом из-гибных экстинкционных контуров, является ширина (поперечные размеры) контура. Выполненные в настоящей работе исследования показали, что отмеченные выше два типа источников изгиба-кручения кристаллической решетки (границы зерен и границы раздела пластин цементита и феррита) способствуют формированию существенно различающихся по амплитуде далыюдействую-щих полей напряжений. А именно: поперечные размеры контуров, источниками которых являются границы зерен, изменяются в пределах h = 200-300 нм. Используя выражения, приведенные в Гл. 2, можно оценить величину изгиба-кручения кристаллической решетки х зерен перлита, зная величину параметра / h [180]:
При h = 200-300 нм величина изгиба-кручения кристаллической решетки зерен Х = (5,7 -8,5)-102 рад/см. Амплитуда дальнодействующих полей напряжений в условиях пластического изгиба-кручения может быть оценена, исходя из следующего выражения [180]: J Принимая во внимание, что для ферритной стали G = 8400 кг/мм , b = 0,25 нм и учитывая найденные значения х, получим ат = (31,7 - 38,7) кг/мм2. Поперечные размеры изгибных контуров, формирующихся от межфазных границ раздела (границ раздела пластин цементита и феррита), сравнительно меньше и составляют величину h = 100-250 нм. Соответственно этому, % = (6,8 - 17,0)-10 рад/см ио, = (34,8 - 54,8) кг/мм . Следовательно, наиболее напряженными участками зерен перлита исследуемой зоны стали, облученной элек тронным пучком, являются межфазные границы раздела пластин цементита и феррита. Микромасштабный уровень структурных исследований заключался в анализе состояния дефектной субструктуры пластин феррита и цементита, изменение которой, по сравнению с состоянием исходной стали, свидетельствует о термическом воздействии на материал пучка электронов. Изучение данного вопроса позволило выявить изменение дефектной субструктуры обеих фаз, формирующих колонию перлита - пластин цементита и пластин феррита.
Анализ состояния субструктуры пластин феррита выявил структуру дислокационного хаоса (рис.З.Па), сетчатую (рис.3.116) и нерегулярную ячеистую (рис.З.Пв) дислокационные субструктуры. Скалярная плотность дислокаций, усредненная по всем типам дислокационной субструктуры, составляет 3-1010 см"2. При этом можно отметить, что вблизи межфазной границы раздела цементита и феррита плотность дислокаций несколько выше, чем в центральной области пластины феррита (рис.3.116). Следовательно, основной причиной увеличения скалярной плотности дислокаций в перлитной колонии (в исходной стали плотность дислокаций в зернах перлита изменялась в пределах (0,5 -2)40 см") является несовместность деформации цементита и феррита в поле действия термоупругих напряжений; источником дислокаций являются границы раздела пластин цементита и феррита. Отметим, что подобное явление ранее обнаруживалось при исследовании начальных стадий пластической деформации пластинчатого перлита [176]. Одновременно с ферритными прослойками изменяется дефектная субструктура и пластин цементита. Эти изменения заключаются в разбиении пластин на фрагменты, хорошо выявляемые методами темнопольного анализа (рис.З.Пг). Следует отметить, что подобная структура пластин цементита обнаруживалась и в стали исходного состояния (см. раздел 3.1), поэтому можно заключить, что термоупругие напряжения оказывают менее существенное влияние на дефектную субструктуру пластин цементита, по
Фазовый состав и дефектная субструктура объема стали, форми рующегося из расплава
Электронно-микроскопическое исследование структурно-фазового состояния зерен микронных размеров выявило в них мартенситную структуру. По Морфологическому признаку формирующийся мартенсит можно разделить на два типа - пакетный (реечный, дислокационный) мартенсит и пластинчатый двойниковый (низкотемпературный) мартенсит [138-140]. Как правило, в объеме микронных зерен формируется мартенсит пакетной морфологии (рис.3.35а-г). Средние поперечные размеры кристаллов пакет його мартенсита составляют 100-150 нм, что характерно для размеров кристаллов пакетного мартенсита, формирующихся в стали при печной обработке в условиях образования зерен средних размеров 25-30 мкм [141]. Кристаллы пакетного мартенсита весьма дефектны, что выражено в наличии в них сетчатой дислокационной субструктуры. Скалярная плотность дислокаций высока и достигает значений —1-Ю11 см 2. Отметим, что высокая плотность равномерно распределенных по кристаллу дислокаций является одним из характерных признаков мартенситного превращения в стали [138-140]. Микродифракционные исследования показывают, что остаточного аусте-нита в структуре пакетного мартенсита исследуемого состояния нет (рис.3.35б, г). Рефлексы карбидной фазы обнаруживаются сравнительно редко и в основном на микроэлектронограммах, получаемых с объема фольги, содержащего границу раздела зерен.
Морфологический тип мартенсита (пакетный мартенсит), отсутствие остаточного аустенита и частиц карбидной фазы может быть обусловлено, на наш взгляд, малой концентрацией углерода в данных зернах. Последнее позволяет предположить существование неоднородного распределения углерода в расплаве, связанного с неоднородным распределением углерода в исходном материале, а именно, существованием зерен пластинчатого перлита и зерен структурно свободного феррита, концентрация углерода в которых соответствует равновесной и составляет 0,02 вес.% [195]. Не следует упускать из рнимания и ослабление процесса выравнивающей диффузии углерода при элек-гронно-пучковой обработке стали вследствие сверхвысоких скоростей нагрева и охлаждения образца, реализующихся на поверхности облучения. Вблизи границ зерен (чаще всего вдоль границ) наблюдается образование кристаллов пластинчатого двойникового мартенсита (рис.3.35д). Микродифракционный анализ данного типа структуры остаточного аустенита не выявил (рис.3.35е). исунок 3.35 - Электронно-микроскопическое изображение структуры, формирующейся в стали 65Г при высокоскоростной кристаллизации, инициированной t электронно-пучковой обработкой; а - светлое поле; б, г, е - микроэлектронограм-мы к (а), (в), (д), соответственно; в, д - темные поля, полученные в рефлексах [110]a-Fe (рефлексы указан светлой стрелками на (г) и (е)). Пунктирными стрелками на (е) указаны диффузные тяжи, соединяющие рефлексы [110] a-Fe и [002]a-Fe і Последнее весьма нехарактерно для структуры пластинчатого мартенсита, в которой остаточный аустенит при печной обработке стали обнаруживается в сравнительно больших количествах (десятки процентов) [197, 199]. Можно предположить, что отсутствие остаточного аустенита в анализируемой нами структуре свидетельствует, во-первых, о сравнительно низкой концентрации углерода в данном объеме зерна и, во-вторых, о снижении температуры мар-і енситного превращения при высоких скоростях охлаждения и, следовательно, р смещении стали в область мартенситного превращения с образованием структуры пластинчатого мартенсита, а не пакетного.
Следует отметить, что факт снижения температуры начала мартенситного превращения с увеличением ско рости охлаждения и соответствующего изменения морфологии мартенсита вы явлен и подробно исследован в работах коллектива академика В.М. Счастлив цева [196]. / Детальный дифракционный анализ структуры пластинчатого мартенсита выявил специфический эффект, связанный с диффузным рассеянием, проявляющимся в виде наличия тяжей рефлексов а-фазы (рис.3.35е). Последнее может свидетельствовать о концентрационном расслоении данных объемов стали по углерода, либо о предраспадных явлениях, связанных с формированием . предвыделений карбидной фазы. Образование кристаллов пакетного мартенсита вблизи границ зерен сопровождается «самоотпуском стали» с образованием частиц карбидной фазы (рис.3.36).
Располагаются частицы вдоль границ кристаллов мартенсита и в стыках кристаллов; средние размеры частиц карбидной фазы, расположенных вдоль границ кристаллов, составляют 3-5 нм; расположенных в стыках кристаллов - 150-170 нм. Микродифракционный анализ с последующим индици-эованием микроэлектронограмм позволяет показать, что формирующийся кар-оид имеет состав Ре7Сз. Отметим, что в условиях закалки стали с печного нагрева «сіамоотпуск» пакетного мартенсита сопровождается образованием частиц карбида железа состава РезС (цементита) [195, 200]. Частицы карбидной фазы образуются также и вдоль границ зерен (рис.3.37). Частицы имеют состав Fe7C3 размеры их значительно больше, чем размеры частиц, расположенных в структуре мартенсита. Таким образом, совокупность изложенных в настоящем разделе фактов свидетельствует о том, что сравнительно крупные зерна а-фазы (зерна размерами десятки микрометров) сформировались в результате кристаллизации и последующего у= а превращения объемов расплава,
Твердофазное (с участием а=>у=>а полиморфного превращения) преобразование мартенситной стали
В настоящем разделе анализируются результаты, полученные при исследовании фазового состава и дефектной субструктуры слоя стали, формирующегося при твердофазном превращении в условиях высокоскоростных нагрева и охлаждения, инициированных импульсной электронно-пучковой обработкой. В исходном состоянии, как было показано в разделе 4.1, структура стали была сформирована кристаллами мартенсита, прослойками и островками (реже) остаточного аустенита и частицами цементита. В первую очередь рассмотрим преобразования дефектной субструктуры и фазового состава кристаллов мартенсита, затем - включений остаточного аустенита. Высокоскоростные нагрев и охлаждение анализируемого слоя стали сопровождаются множественными, преобразованиями мартенситной структуры. На микромасштабном уровне это выражается в релаксации дислокационной субструктуры кристаллов мартенсита - скалярная плотность дислокаций сни-жается до величины 4,5-10 см". При этом иногда наблюдается рассыпание сетчатой дислокационной субструктуры и образование субструктуры дислокационного хаоса, реже отмечается формирование ячеистой субструктуры. На мезомасштабном уровне эти процессы проявляются в формировании субзеренной структуры. Обнаруживаются субзерна двух типов. Во-первых, субзерна изотропной формы (рис.4.12а). Размеры данных субзерен изменяются в пределах 100-150 нм;- в объемеvсубзерен наблюдается сетчатая и ячеисто-сетчатая дислокационная субструктуры.
Во-вторых, субзерна анизотропной формы (рис.4.12б). Коэффициент анизотропии таких субзерен k = L/D = 2,1-2,5. Судя по взаимному расположению таких субзерен (параллельные ряды, подобно пакету кристаллов пакетного мартенсита) и их поперечным размерам (450-500 нм), можно предположить, что сформировались они в результате рассыпания границ кристаллов пакетного мартенсита. Напомним, что в закаленной стали 65Г поперечные размеры основной массы кристаллов пакетного мартенсита изменялись в пределах 180-230 нм, т.е. в результате рассыпания границ объединяются два-три расположенных рядом кристалла мартенсита. Следует отметить, что данный механизм формирования субзерен ранее наблюдался при отпуске деформированных материалов (механизм парной и множественной коа-лесценции); [230, 231], термомеханическом нагружении мартенситной стали [232] и электронно-пучковой обработке стали аустенитного класса [176, 177]. Изотропные и анизотропные: субзерна, как правило, располагаются определенным образом относительно друг друга. Субзерна анизотропной формы формируются в объеме пакета кристаллов мартенсита, субзерна изотропной формы Рисунок 4.12 - Электронно-микроскопическое изображение структуры стали 65Г, формирующейся в зоне твердофазного а= у= а превращения, инициированного электронно-пучковым воздействием. На (в) выделена область фольги, содержащая изотропные и анизотропные субзерна На макромасштабном уровне преобразования мартенситной структуры выражаются в протекании начальной стадии процесса динамической рекристаллизации. Это сопровождается формированием центров рекристаллизации, размеры которых изменяются в пределах 0,25-0,50 мкм. Как правило, центры рекристаллизации формируются вблизи границ раздела зерен (рис.4.13а), реже - пакетов и кристаллов мартенсита (рис.4.13б).
Как отмечалось в разделе 4.2, обработка стали импульсным электронным пучком приводит к существенному преобразованию морфологии частиц карбидной фазы объема материала, расположенного в зоне термического влияния. Данные преобразования усиливаются в слое стали, расположенном в области твердофазного сс= у= а превращения. Малые времена термического воздействия (предположительно, миллисекунды) не приводят к полному растворению частиц карбидной фазы. Как и в зоне термического воздействия, частицы цементита обнаруживаются вдоль внутрифазных границ (границ зерен, субзерен, пакетов и кристаллов мартенсита) и в объеме кристаллов мартенсита. Частицы, расположенные в стыках и вдоль внутрифазных границ, имеют, как правило, глобулярную форму (рис.4.14), реже - форму тонких прослоек (рис.4.15). Частицы, расположенные в сравнительно широких кристаллах мартенсита и пакетной и пластинчатой морфологии формируют протя женные прослойки. Данные прослойки располагаются параллельно продольной оси кристалла мартенсита и делят его на некоторое количество слоев а-фазы (рис.4.14). Поперечные размеры прослоек цементита изменяются в пределах 5-10 нм, прослоек а-фазы - 30-40 нм. В морфологическом отношении данная структура весьма
