Спосіб визначення об’ємної частки мартенситної фази в сплавах на основі заліза

Спосіб визначення об'ємної частки мартенситної фази в сплавах на основі заліза, який включає установку зразка сплаву на гоніометрі рентгенівського дифрактометра, опромінення його пучком характеристичних рентгенівських променів, реєстрацію дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, вимірювання їх інтегральної інтенсивнос ті, який відрізняється тим, що реєстрацію дифракційних рентгенівських рефлексів здійснюють від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу, а об'ємну частку мартенситної фази розраховують за формулою: I(hkl )M 100 M= × , I(hkl )M I(hkl )A Pм + Pм PA Винахід відноситься до галузі дослідження матеріалів з використанням рентгенівських променів і може бути використаний у науковому приладобудуванні і матеріалознавстві при проведенні досліджень з метою визначення об'ємної частки мартенситної фази в текстурованих сплавах на основі заліза. Відомий спосіб визначення об'ємної частки мартенситної фази в сплавах на основі заліза за величиною намагніченості сплаву по відношенню до чистого заліза (див. Металловедение и термическая обработка стали. Справочник в трех томах. Т.1. Методы испытаний и исследования, Москва, Металлургия, 1983, cc. 318-320). Проте відомий спосіб можна використовувати лише для сплавів, у яких вихідний аустеніт є парамагнітним, а a-мартенсит - феромагнітним, наприклад, для залізонікелевих сплавів. Для сплавів з парамагнітною мартенситною фазою, наприклад, для залізомарганцевих сплавів, у яких мартенситна e-фаза має гексагональну щільноупаковану кристалічну гратку, відомий спосіб є повністю не придатним. Крім того, відомий спосіб дає усереднений результат по всьому об'єму сплаву і тому непридатний для вимірювання об'ємної частки мартенситної фази в локальних ділянках сплаву, наприклад, у приповерхневих шарах сплавів або по перетину тонких стрічок з певним розподілом мартенситної фази. Найбільш близьким за технічною суттю до способу, що заявляється, вибраним як прототип, є спосіб визначення об'ємної частки мартенситної фази в сплавах на основі заліза, який включає установку зразка сплаву на гоніометрі рентгенівського дифрактометра, опромінення його пучком характеристичних рентгенівських променів, реєстрацію дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, вимірювання інтегральної інтенсивності дифракційних рентгенівських рефлексів для аустенітної і мартенситної фаз і за таблицею гомологічних пар рефлексів рівної інтенсивності визначення об'ємної частки мартенситної фази в двофазній суміші (див. Методы испытания, конт (19) UA (11) 88855 (13) ракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу; РА і РМ - фактори повторюваності зазначених кристалографічних площин аустеніту і мартенситу. C2 де Ι (hkl )Α і Ι(hkl )Μ - інтегральна інтенсивність диф 3 роля и исследования машиностроительных материалов. Справочное пособие. Т.1. Физические методы исследования металлов. М., Машиностроение, 1971, cc. 300-306). Недоліком цього способу є низька точність для текстурованих сплавів у зв'язку з тим, що інтегральна інтенсивність текстурних максимумів рефлексів суттєво відрізняється від стандартних значень для даної кристалічної структури, і через це не виконуються умови вибору гомологічних пар дифракційних рентгенівських рефлексів рівної інтенсивності від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз. У випадку вираженої текстури, наприклад, текстури росту, розрахунок об'ємної частки мартенситної фази за таблицею гомологічних пар дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин є некоректним. Відомий спосіб має низьку продуктивність, що пов'язано із необхідністю попереднього складання таблиці гомологічних пар дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин за еталонами двофазних сплавів. Складання таких пар експериментальним способом із використанням великого числа зразків двофазної суміші (10-15 зразків), що мають задане співвідношення об'ємної частки аустенітної і мартенситної фаз для даного сплаву, є трудомістким, а теоретична їх побудова не є надійною через неможливість врахування всіх факторів,що впливають на інтегральну інтенсивність дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин. Крім того, відомий спосіб вимагає реєстрації дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин двофазного сплаву у широкому інтервалі бреггівських кутів відбивання. В основу винаходу поставлена задача удосконалення відомого способу шляхом реєстрації і вимірювання інтегральної інтенсивності дифракційних рентгенівських рефлексів лише від тих кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу із наступним розрахунком об'ємної частки мартенситної фази за встановленою формулою, що дозволить значно підвищити точність і продуктивність способу визначення об'ємної частки мартенситної фази в текстурованих сплавах. Поставлена задача вирішується тим, що у відомому способі визначення об'ємної частки мартенситної фази в сплавах на основі заліза, який включає установку зразка сплаву на гоніометрі рентгенівського дифрактометра, опромінення його пучком характеристичних рентгенівських променів, реєстрацію дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, вимірювання їх інтегральної інтенсивності, згідно з винаходом, реєструють дифракційні рентгенівські рефлекси від тих кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу, а об'ємну частку мартенситної фази розраховують за 88855 4 формулою: I( hkl )M 100 M = × , (1) PM I( hkl )M I(hkl ) A + PM PA де I( hkl )A і I(hkl )M - інтегральна інтенсивність дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу; РА і Рм - фактори повторюваності зазначених кристалографічних площин аустеніту і мартенситу. За способом, що заявляється, на відміну від способу-прототипу, вимірюють інтегральну інтенсивність дифракційних рентгенівських рефлексів лише від тих кристалографічних площин аустеніту і мартенситу, які є паралельними після мартенситного перетворення, що реалізується з виконанням кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу. У сплавах на основі заліза реалізуються мартенситні перетворення гранецентрованої кубічної (ГЦК) ґратки аустеніту в об'ємноцентровану кубічну (ОЦК) гратку a-мартенситу (мартенситне g-aперетворення) або в гексагональну щільноупаковану (ГЩУ) гратку e-мартенситу (мартенситне g-eперетворення). Для мартенситного g-aперетворення площини з кристалографічними індексами Міллера (111)g аустеніту і (110)a aмартенситу та напрямки [101]g аустеніту і [111]a aмартенситу є паралельними згідно кристалографічних орієнтаційних співвідношень, наприклад, співвідношеннями Курдюмова-Закса (див. Лисак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали, Київ, Техніка, 1975, сс. 1929): (111)gII(110)a [101]gII[111]a. (2) Для мартенситного g-e-перетворення паралельними є площини (111)g аустеніту і (0001)e мартенситу (див. Лисак Л.И., Николин Б.И. Физические основы термической обработки стали, Київ, Техніка, 1975, cc. 89-94): (111)gII(0001)e [101]gII[2110]e (3) Ідея способу полягає у вимірюванні співвідношення інтегральної інтенсивності дифракційних рентгенівських рефлексів від паралельних кристалографічних площин аустеніту і мартенситу, яке не змінюється за різної орієнтації (текстури) кристалітів у сплаві через незалежність механізму мартенситного перетворення від текстури. Співвідношення інтегральної інтенсивності дифракційних рентгенівських рефлексів від будь-яких інших кристалографічних площин змінюється відповідно до орієнтації (текстури) кристалітів, спричиняючи значне зниження точності фазового аналізу (до 2030% і більше). Порівняно із прототипом запропонований спосіб є точнішим для текстурованих сплавів, позаяк дозволяє виключити вплив різної орієнтації кристалітів на інтегральну інтенсивність дифракційних рентгенівських рефлексів, яка входить в розрахункову формулу (1). 5 Об'ємну частку мартенситної фази в текстурованих сплавах на основі заліза розраховують за формулою (1) (див. С.С. Горелик, Л.Н. Расторгуев, Ю.А. Скаков. Рентгенографический и электроннооптический анализ. Практическое руководство. Москва, Металлургия, 1970, cc. 111-118), в якій враховують, згідно з винаходом, значення інтегральної інтенсивності дифракційних рентгенівських рефлексів і відповідні їм фактори повторюваності виключно від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу. Використання зазначеної формули дає змогу розрахувати об'ємну частку мартенситної фази без застосування трудоємного процесу створення таблиць гомологічних пар. Таким чином значно спрощується процедура визначення об'ємної частки мартенситної фази. Спосіб, що заявляється, ілюструється наступними фігурами: Фіг.1 - дифракційна картина вільної поверхні тонкої стрічки сплаву Н32, швидкоохолодженого із розплаву (дифрактограма 1) та після охолодження її в рідкому азоті (дифрактограма 2). Фіг.2 - об'ємна частка мартенситу М по ширині стрічки, розрахована для обох поверхонь стрічки (криві 1 та 2 - вільна і контактна сторона відповідно). Фіг.3 - дифракційна картина поверхні зразка із сплаву Н28Т2Ю2 після лазерного оплавлення (дифрактограма 1) та наступного охолодження в рідкому азоті (дифрактограма 2). Фіг.4 - дифракційні картини сплаву Г18С2 за різної кількості циклів g-e -g- перетворень: дифрактограма 1 - вихідний стан; дифрактограма 2 - після одного циклу; дифрактограма 3 - після десяти циклів. Спосіб здійснювали таким чином. Плоский зразок сплаву установлювали на гоніометрі рентгенівського дифрактометра, наприклад, дифрактометра ДРОН-3, що працює в режимі фокусування Брегга-Брентано. Зразок опромінювали пучком характеристичних рентгенівських променів з використанням щілин розміром від 0,05 до 2мм. З метою підвищення точності реєстрації дифракційного профілю рефлексів первинний рентгенівський пучок монохроматизують за допомогою графітового монокристалу на відбивання. Час експозиції, впродовж якого вимірюють кількість імпульсів від детектора рентгенівського випромінювання в одній точці дифракційної картини, встановлюють в межах від 0,5 до 20 секунд залежно від типу досліджуваного матеріалу. Реєстрацію дифракційних рентгенівських рефлексів здійснювали від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу, на електронний носій інформації та вимірювали інтегральну інтенсивність зазначених дифракційних рентгенівських рефлексів за допомогою спеціалізованої комп'ютерної програми OriginPro 7.O. Визначення кількості мартенситної фази виконують за формулою 88855 6 M= I(hkl )M PM де I( hkl )A 100 , I(hkl )M I( hkl ) A + PM PA і I(hkl )M - інтегральна інтенсивність × дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин аустенітної і мартенситної фаз, які є паралельними відповідно до кристалографічних орієнтаційних співвідношень між кристалічними ґратками аустеніту і мартенситу, PA і РM - фактори повторюваності зазначених кристалографічних площин аустеніту і мартенситу. Приклади конкретного виконання. Приклад 1. Досліджували зразки тонкої стрічки сплаву Н32 хімічного складу: 31,6 мас.% Ni; 0,06 мас.% С, решта - Fe. Тонкі стрічки сплаву одержували шляхом швидкого охолодження рідкого розплаву на поверхні диску-охолоджувача, що обертався з високою швидкістю (метод спінінгування). Дослідження кристалічної структури і структурнофазового стану стрічки проводили на автоматизованому рентгенівському дифрактометрі ДРОН-3 у FeKa випромінюванні. Стрічки товщиною 30-40мкм мали аустенітну структуру при кімнатній температурі. На дифрактограмі 1, Фіг.1 приведена дифракційна картина вільної поверхні тонкої стрічки сплаву Н32, швидкоохолодженого із розплаву, яка показує високу текстурованість структури аустеніту, тобто переважну орієнтацію аустенітних кристалітів кристалографічною площиною (100) на поверхні стрічки. Співвідношення інтенсивності аустенітних рефлексів І200/І111 виявилося рівним 4,5 при стандартному значенні, рівному 0,5. Дифракційна картина відображувала текстуру росту, яка більше проявлялася на вільній поверхні стрічки. Текстура аустенітної фази (дифрактограма 1 на Фіг.1) після g-a- перетворення, яке реалізували в процесі охолодження стрічки в рідкому азоті, перетворилася в текстуру мартенситної фази (дифрактограма 2 на Фіг.1). На контактній стороні стрічки, тобто сформованій в контакті з поверхнею диска-охолоджувача, вираженої текстури не спостерігали. Розрахунок об'ємної частки мартенситної фази виконали за формулою (4), яка є трансформацією загальної формули (1) для конкретного випадку мартенситного g-a- перетворення: I(110 )a 100 × M= , ( 4) 12 I(110 )a I(111)g + 12 8 де I(110)a і I(110)g - інтегральна інтенсивність дифракційних рентгенівських рефлексів від площин аустеніту і мартенситу, які є паралельними відповідно до орієнтаційного співвідношення (2). Визначення об'ємної частки мартенситної фази запропонованим способом дозволило установити закономірність її розподілу на локальних ділянках стрічки. На Фіг.2 приведено розподіл мартенситної фази за шириною стрічки, розрахований для обох поверхонь стрічки. Аналіз кривих 1 та 2, Фіг.2 показує, що об'ємна частка мартенситної фази на вільній і контактній сторонах стрічки відрізнялася на 18-27%, а за шириною стрічки - на 12%. Відомим способом-прототипом таку закономірність 7 встановити не вдалося. Гомологічних пар дифракційних рентгенівських рефлексів на дифрактограмі 2 Фіг.1 не виявили. Це означало, що для зазначеного прикладу за відомим способом визначити об'ємну частку мартенситної фази неможливо. Застосування запропонованого способу дозволяє суттєво підвищити точність визначення об'ємної частки мартенситної фази і поліпшити властивості тонких стрічок метастабільних залізонікелевих сплавів за рахунок контролю формування їхніх градієнтних характеристик. Крім того, спосіб є більш продуктивним і експресним, позаяк для реєстрації дифракційних рентгенівських рефлексів (110)a і (111)g достатньо зареєструвати дифракційну картину в інтервалі бреггівських кутів 8-10°. Для відомого способу необхідно реєструвати дифракційну картину в інтервалі бреггівських кутів до 160°. Внаслідок цього час реєстрації дифракційної картини зменшується в 16-20 разів. Приклад 2. Досліджували сплав Н28Т2Ю2 хімічного складу: 28,1 мас.% Ni; 1,9 мас.% Ті; 2,2 мас.% А1, решта - Fe. Сплав обробляли імпульсним лазерним променем на установці КВАНТ-18 з тривалістю імпульсу 8мсек і потужністю в імпульсі 10-12Дж в режимі поверхневого оплавлення. Поверхню сплаву опромінювали сфокусованим пучком з перекриттям лазерних плям на 20-30%. На дифрактограмі 1 Фіг.3 приведена дифракційна картина, зареєстрована в FeKa випромінюванні. Видно, що лазерне оплавлення призвело до текстури аустенітної фази - співвідношення інтенсивності рефлексів І200/І111 становило 1,2 при стандартному значенні, рівному 0,5. Після охолодження у рідкому азоті в сплаві реалізувалося g-aмартенситне перетворення (дифрактограма 2 Фіг.3). Розрахунок, виконаний за формулою (4) із врахуванням інтегральної інтенсивності дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин (110) мартенситної фази і (111) аустенітної фази (дифрактограма 2 Фіг.3), показав, що приповерхневий шар містив 80% мартенситної фази. Підвищення точності визначення кількості мартенситної фази, продуктивності і експресності способу має місце аналогічно прикладу 1. Приклад 3. Досліджували сплав Г18С2 хімічного складу: 17,8 мас.% Mn; 1,7 мас.% Si; решта - Fe. На Фіг.4 приведені дифракційні картини сплаву, зареєстровані в FeKa випромінюванні, залежно від 88855 8 кількості термоциклів за участі g-e-g-перетворень, де дифрактограми 1, 2, 3 - вихідний стан, після одного і десяти циклів g-e-g-перетворень відповідно. Видно, що в результаті циклів g-e-g- перетворень формувалася текстура e-мартенситу - співвідношення інтенсивності дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин (002)e і (101)e становило відповідно 0,86 і 1,67 після одного і десяти циклів g-e-g-перетворень при стандартному значенні 0,22. Розрахунок об'ємної частки мартенситної фази виконали за формулою (5), яка є трансформацією загальної формули (1) для конкретного випадку мартенситного ge-перетворення: I( 0001)e 100 × M= , (5 ) 2 I( 0001)e I(111)g + 2 8 де I(0001)e і I(111)g - інтегральна інтенсивність дифракційних рентгенівських рефлексів від кристалографічних площин аустеніту і e-мартенситу, які є паралельними відповідно до орієнтаційного співвідношення (3). Визначення об'ємної частки мартенситної e-фази запропонованим способом дало значення 35% для сплаву вихідного стану та 70 і 81% після одного і десяти g-e-g-перетворень відповідно. Визначення об'ємної частки мартенситної e-фази за відомим способом давало відхилення від цих значень до 30%, що не дозволяє вважати цей спосіб для даного сплаву коректним. Для розрахунку об'ємної частки мартенситної e-фази достатньо зареєструвати дифракційні рентгенівські рефлекси від кристалографічних площин (001 )e і (111)g в інтервалі бреггівських кутів 6-8° (Фіг.4). Для відомого способу необхідно реєструвати дифракційну картину в інтервалі бреггівських кутів до 160°. Внаслідок цього час реєстрації дифракційної картини зменшується в 20-25 разів. Таким чином, запропонований спосіб фазового аналізу текстурованих сплавів на основі заліза дозволяє визначати кількість об'ємної частки мартенситної фази у текстурованих сплавах з високою точністю та суттєво підвищити продуктивність і експресність вимірювань. 9 88855 10 11 Комп’ютерна верстка А. Крулевський 88855 Підписне 12 Тираж 28 прим. Міністерство освіти і науки України Державний департамент інтелектуальної власності, вул. Урицького, 45, м. Київ, МСП, 03680, Україна ДП “Український інститут промислової власності”, вул. Глазунова, 1, м. Київ – 42, 01601