Ориентировки кристаллов

На кинетику а -^у-превращения и на структуру образующегося -у-твер-дого раствора оказывают существенное влияние рекристаллизацион-ные и полигонизационные явления не только в у-, но и в а-фазе во время нагрева. Если в течение всего а -> ^-превращения ферритная матрица -. остается хорошо текстурованной, то по окончании превращения аусте-нитное зерно должно восстановиться, поскольку фазовое превращение при всех условиях нагрева носит ориентированный характер. Измельчение зерна может быть вызвано рекристаллизационными процессами в образовавшихся участках аустенита после осуществления ориентированного фазового превращения и нарушением общности ориентировки кристаллитов в самой ферритной матрице до начала а -> ^-превращения. В последнем случае если ферритная матрица в процессе нагрева утратит общность ориентировки и разобьется на разориентированные фрагменты, то, несмотря на то что в каждом таком фрагменте а-фазы аустени~ ные зародыши образуются ориентированно, в целом общность ориентировки в пределах одного зерна будет утрачена; это выразится в измельчении аустенитного зерна по окончании превращения [ 121].

Данные высокотемпературного рентгеноструктурного анализа показали, что изменение скорости нагрева в межкритическом интервале температур от 1 до 100°С/мин приводит к существенному изменению как состояния ферритной матрицы, так и образовавшейся 7-фазы. В случае медленного нагрева общность ориентировки кристаллитов а- и 7-фаз не нарушается вплоть до завершения превращения. Это проявляется в сохранении одинакового распределения интенсивности в текстурных максимумах соответствующих фаз во всем межкритическом интервале (рис. 45, а). После охлаждения текстурный максимум а-фазы не изме-

При ускоренном нагреве (100°С/мин) монотонное распределение интенсивности вдоль текстурных максимумов а- и у-фаз регистрируется только в нижней части межкритического интервала. С повышением температуры нагрева на линиях а-фазы появляются точечные рефлексы, свидетельствующие о постепенном нарушении ориентировки кристаллитов в пределах исходного зерна, что дает всплески интенсивности на соответствующих микрофотограммах (рис. 45, б).

В практике термической обработки сталей широко известен способ исправления крупного зерна путем повторения циклов нагрева в аус-тенитную область и последующего охлаждения (например, двукратная, а иногда и трехкратная нормализация, двукратный отжиг и др.). Рациональность такой термической обработки на первый взгляд внушает сомнения, если учесть сформулированное положение об общем характере принципа кристаллогеометрического соответствия при а -> у-превра-щении. Тем не менее измельчение зрена при многократном повторении фазовой перекристаллизации действительно имеет место даже в том случае, когда после каждого нагрева проводится закалка, обеспечивающая получение структур, связанных общностью ориентировки кристаллитов а-фазы в пределах исходного аустенитного зерна (внутризе-ренной текстуры). Такая циклическая обработка сейчас применяется как один из методов получения ультрамелкого зерна [129-131].

На рис. 48 приведены макро- и микроструктура разорванного образца и рентгенограммы, снятые с различных его участков. Из снимков видно, что в недеформированном состоянии (после закалки и высокого отпуска) на рентгенограммах четко выявляются текстурные максимумы (рис. 48,1 ). После же деформации на рентгенограмме, снятой с участка, примыкающего к месту разрушения (шейка), внутризеренная текстура уже не обнаруживается, хотя почернение вдоль интерференционного кольца не совсем равномерное (рис. 48, III). Это свидетельствует о том, что пластическая деформация разрушает общность ориентировки кристаллитов а-фазы. Анализ рентгенограмм показал, что исчезновение внутри-зеренной текстуры в стали 35ХГСА наступает после деформации, превышающей 4> «к 25 %. Эта деформация условно названа критической (i/kp) *. При меньших степенях деформации текстурные максимумы на линии а-фазы сохраняются, хотя интерференционная линия заметно размывается.

лизации и при нагреве до температур, соответствующих межкритическому интервалу, и общность ориентировки кристаллитов не нарушается. Завершение а ->• "/-превращения в этом случае сопровождается восстановлением зерна. При деформации, превышающей критическую, нагрев до температур межкритического интервала вызывает рекристаллизацию как в а-, так и в образовавшейся 7-Фазе> что приводит к измельчению зерна. Таким образом, отсутствие структурной наследственности при ф > 1//кр является следствием разрушения общности ориентировки кристаллитов а-фазы непосредственно при пластической деформации и рекристаллизации в а- и -у-фазах при нагреве.

Полученные экспериментальные данные позволяют предложить следующую схему перекристаллизации деформированной стали. При степени деформации меньше критической (pic. 50, схема I ) в исходной матрице сохраняется общность ориентировки кристаллитов, что условно изображено рядом параллельных линий в зернах (рис. 50, I , а, б). В этом случае в условиях медленного нагрева при переходе через нижнюю критическую точку в пределах исходного зерна зарождаются ориентированные центры 7-фазы (рис. 50, I , в), и перекристаллизация осуществляется при полном сохранении взаимных ориентировок. В результате по окончании о;-^-превращения возникает псевдозерно (рис. 50, I , д), состоящее из большого числа мелких кристалликов -уФазь1, связанных общностью ориентировки и полностью воспроизводящих исходную структуру.

Отсюда следует вывод, что присутствие остаточного аустенита не является определяющим фактором при формировании зерна в условиях быстрого нагрева отпущенной стали. Причиной не может быть и нарушение ориентировки кристаллитов а-фазы при скоростном нагреве в субкритическом интервале. Как было показано ранее, длительный высокий отпуск не устраняет упорядоченного расположения кристаллитов а-фазы, и, естественно, последующий нагрев до Ас\ с любой скоростью уже не может внести изменений в их взаимную ориентировку. Следовательно, и для отпущенной, и для неотпущенной стали превращение начинается в матрице, связанной общностью ориентировки кристаллитов а-фазы.

В свете изложенного процесс структурной перекристаллизации при разных условиях нагрева можно представить схемами (рис. 56), на которых общность ориентировки кристаллитов в а-фазы условно изо-

бражена параллельными линиями. Здесь схема / описывает процесс а -»• 7-превращения в условиях отсутствия нарушений взаимной ориентировки фаз (при медленном и быстром нагреве). Схемы //и /// соответствуют ускоренному нагреву для двух случаев: когда рекристаллизация в межкритическом интервале развивается и в о, и в 7-фазах (схема If) и когда измельчение зерна наступает за счет рекристаллизации преимущественно в -у-фазе (схема ИГ). Опыт показывает, что первый случай характерен для сталей с широким межкритическим интервалом и высокими критическими точками. Так, в исследованной нами стали 15Х1М1Ф (Aci = 840°С, Ас3 - 960°С) уже в средней части межкритического интервала общность ориентировки кристаллитов а-фазы фактически утрачивается. В сталях же с более низкими критическими точками (например, 35ХГС; Acl = 770°С, Ас3 = 830°С) рекристаллизация не успевает полностью разрушить общность ориентировки кристаллитов матрицы до завершения фазового превращения, и тогда, согласно схеме III, главную роль в измельчении зерна играет рекристаллизация в уже образовавшихся зернах аустенита.

2. Развитие (при наличии соответствующих температурно-временных условий) вторичных процессов диффузии, приводящей к получению стабильных по составу фаз, и релаксационных явлений, изменяющих структуру границы фаз. Если релаксация сопровождается рекристал-лизационными процессами, общность ориентировки кристаллитов, в превращающихся фазах нарушается. Эти процессы могут оказывать .очень большое влияние на формирующуюся при фазовом превращении структуру и на свойства изделий, и поэтому их следует самым серьезным образом учитывать при разработке технологических режимов термической обработки сталей.

Значительное различие в величине периода кристаллической решетки в разных направлениях определяет и зависимость упругих характеристик титана при 20°С от ориентировки кристаллов. Так, модуль нормальной упругости Б титана в зависимости от ориентировки кристаллов изменяется от 1,02-10м до 1,45-1011 Па.

В металлических материалах по структурному признаку различают гомогенную и гетерогенную анизотропию [86, 87]. Гомогенная анизотропия определяется типом кристаллической решетки и соответственно различием свойств кристаллов в разных направлениях. При появлении в результате деформации предпочтительной ориентировки кристаллов в поли кристаллическом металле свойственное монокристаллам различие свойств проявляется во всем объеме текстурированного металла. Гетерогенная анизотропия связана с закономерно ориентированным распределением в структуре металлических и неметаллических включений, участков, отличающихся по химическому или фазовому составу, а также дефектов, образовавшихся вследствие течения металла при деформации. Основное отличие титановых сплавов от других конструкционных металлов связано с гомогенной анизотропией, влияние которой на характеристики разрушения рассмотрено ниже.

Травитель 11 [насыщенный водный раствор (NH4)SCN]. Бар-долле и Моро [15] выявляли фигуры травления с помощью электролитического травления водным раствором тиоцианата аммония и использовали их для изучения ориентировки кристаллов.

Для второго случая показано, что аккомодация деформации роста путем двоиникования может сопровождаться вращением кристаллической решетки, вызывая изменение первоначальной ориентировки кристалла. Предполагается, что в процессе облучения это обстоятельство способно обеспечить одинаковую скорость роста кристаллов в направлении общей анизотропии материала и тем самым обеспечить наблюдаемую скорость роста поликристалла в целом. Согласно этому механизму изменение начальной ориентировки кристаллов при аккомодации деформации роста путем двоиникования является необходимым условием для радиационного роста поликристаллов. Однако при таком объяснении неясно, каким образом должен осуществляться радиационный рост урана, когда процесс двоиникования затруднен или отсутствует. Например, в работе [42] отмечается, что даже при —196° С только 10% приспосабливающей пластической деформации проходит путем двоиникования, а подавляющая часть деформации связана со скольжением. Поэтому можно ожидать, что переориентировка кристаллов в процессе облучения не является единственной причиной, обеспечивающей одинаковую скорость деформации всех кристаллитов в направлении роста поликристалла.

Модель радиационного роста поликристаллов а-урана с учетом межзеренного взаимодействия, которая, однако, не требует переориентировки кристаллов в процессе облучения, описана в работах [20, 43]. В этой модели радиационный рост поликристаллов рассматривается как результат релаксации внутренних напряжений, вызванных взаимодействием при радиационном росте кристаллов с преимущественной ориентировкой и остальной частью кристаллитов, каждый из которых, кроме того, взаимодействует друг с другом. Релаксация сопровождается пластической деформацией, которая приводит к изменению первоначальных размеров тела в направлении роста кристаллитов, обладающих преимущественной ориентировкой.

Рентгеноструктурный анализ — один из наиболее распространенных физических методов исследования и контроля материалов и деталей в лабораториях заводов и научно-исследовательских институтов. Он позволяет определять фазовый состав материалов, состав твердых растворов, размеры и форму кристаллов, внутренние напряжения, преимущественные ориентировки кристаллов (текстуры) и другие параметры.

Возможности рентгеноструктурного анализа машиностроительных материалов не исчерпываются методами, рассмотренными в справочнике. В настоящее время разработаны методы измерения остаточных напряжений и деформаций, числа и распределения дислокаций, размеров, формы и преимущественной ориентировки кристаллов [1, 2, 8, 9]. Некоторые данные для их применения приведены в справочнике [3]. Примеры применения рентгеноструктурного анализа для контроля существующих методов упрочнения машиностроительных материалов и разработки зовых методов упрочнения (термомеханической обработки, обработки лучами лазера и ударными волнами) приведены в работах [5, 7].

Усадка кристаллических термопластических материалов относительно высокая — до 2% (см. табл. VI. 3) и зависит от ориентировки кристаллов.

Слиток совершенно непригоден для изготовления из него деталей турбины. Поэтому при ковке принимаются все известные меры для исправления свойственных слитку недостатков: удаление порочных частей слитка, механическое измельчение крупных кристаллов при ковке, заварка газовых пузырей, нарушение ориентировки кристаллов. В процессе нагрева происходит выравнивание химического состава внутри кристаллов (следствие вну-трикристаллической ликвации), а при термообработке достигается желаемая структура и величина зерна.

Если двухфазный сплав состоит из смеси соприкасающихся друг с другом кристаллов фаз Л и В, то поверхностная энергия, связанная с поверхностью раздела А—В обычно зависит от относительной ориентировки кристаллов названных фаз. В этом случае для истинного равновесия необходимо, чтобы кристалл А соприкасался с кристаллом В по поверхности с наиболее низкой поверхностной энергией. Величина этой энергии часто имеет важное значение для объяснения мелкокристаллической структуры сплавов. Например, известно, что в случае равновесия между твердой фазой и жидкостью растворимость твердой фазы возрастает с уменьшением размеров частицы. Аналогичное явление также наблюдается при взаимодействии между твердыми фазами. Почти во всех работах по изучению диаграмм равновесия влияние поверхностной энергии во внимание не принимается, так как при размерах кристаллов больше 0,010 мм эта энергия относительно мала.

Если двухфазный сплав состоит из смеси соприкасающихся друг с другом кристаллов фаз Л и В, то поверхностная энергия, связанная с поверхностью раздела А—В обычно зависит от относительной ориентировки кристаллов названных фаз. В этом случае для истинного равновесия необходимо, чтобы кристалл А соприкасался с кристаллом В по поверхности с наиболее низкой поверхностной энергией. Величина этой энергии часто имеет важное значение для объяснения мелкокристаллической структуры сплавов. Например, известно, что в случае равновесия между твердой фазой и жидкостью растворимость твердой фазы возрастает с уменьшением размеров частицы. Аналогичное явление также наблюдается при взаимодействии между твердыми фазами. Почти во всех работах по изучению диаграмм равновесия влияние поверхностной энергии во внимание не принимается, так как при размерах кристаллов больше 0,010 мм эта энергия относительно мала.