1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 123, № 1, 2022

Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 1, стр. 93-100

Влияние условий кристаллизации сплава Fe–Mn–C на микроструктуру, кристаллическое строение и механические свойства в микрообъемах

О. А. Чикова a, b, Н. И. Синицин a, *, Д. С. Чезганов a

a Уральский федеральный университет
620002 Екатеринбург, Мира, 19, Россия

b Уральский государственный педагогический университет
620017 Екатеринбург, пр. Космонавтов, 26, Россия

* E-mail: n.i.sinitsin@urfu.ru

Поступила в редакцию 24.04.2021
После доработки 13.09.2021
Принята к публикации 17.09.2021

Полный текст (PDF)

Аннотация

Представлены результаты сравнительного изучения микроструктуры, кристаллического строения и механических свойств в микрообъемах сплава Fe–25 мас. % Mn–2 мас. % С, закристаллизованного из расплава в различном структурном состоянии: гомогенном и гетерогенном. Исследование проведено средствами сканирующей электронной микроскопии (Рентгеноспектральный микроанализ (РСМА), дифракция обратно отраженных электронов (ДОЭ) и методом наноиндентирования. Установлено, что разрушение микрогетерогенности расплавов Fe–Mn–C привело к увеличению дендритного параметра, увеличению размеров кристаллитов и доли малоугловых границ при охлаждении и последующей кристаллизации. На поверхности дендритов аустенита обнаружены обогащенные марганцем ликвационные слои толщиной 〈L〉 = 60 мкм с содержанием марганца 35–40%, которые приводят к деформационной неоднородности слитка. Получена оценка адгезионной прочности ликвационного слоя к телу дендрита аустенита, которая составила Kint = 9.6–13.1 МПа м0.5, таким образом, наличие ликвационных слоев на поверхности дендритов аустенита на может служить причиной разрушения слитка.

Ключевые слова: сплавы Fe–Mn–C, микроструктура, кристаллическое строение, нанотвердость, модуль Юнга, условия кристаллизации

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы Fe–Mn–C нашли широкое применение в качестве конструкционных материалов, обладающих уникальным сочетанием эксплуатационных характеристик: повышенным сопротивлением абразивно-ударному износу, TRIP- и TWIP-эффектами [1]. Стали с TWIP- и TRIP-эффектами привлекли внимание исследователей после того, как Frommeyer и Grassel обнаружили эффект упрочнения аустенитных сталей, легированных Mn, Al и Si пластической деформацией [2, 3]. TWIP- и TRIP стали обладают уникальным сочетанием прочности и пластичности, что объясняется конкуренцией между различными механизмами упрочнения: появлением мартенсита деформации γ(ГЦК) → ε(ГПУ) → α′(ОЦК) и образованием двойников [4]. Практически все исследования, направленные на повышение прочностных и эксплуатационных свойств готовых изделий из сплавов Fe–Mn–C, сводятся к температурному воздействию на закристаллизованный слиток или к легированию расплава. Актуальны исследования физических свойств сплавов Fe–Mn–C в жидком состоянии с целью выяснения закономерностей изменения их структурного состояния при нагреве, влияния перегрева расплава на микроструктуру, кристаллическое строение и механические свойства закристаллизованного металла.

Закономерности изменения структуры сплавов Fe–Mn–C в жидком состоянии при нагреве авторы описывают на основе концепции микрогетерогенности жидких многокомпонентных сплавов [5]. Под микрогетерогенным состоянием расплава понимается наличие в нем дисперсных частиц, обогащенных одним из компонентов, которые взвешены в окружающей среде иного состава и отделены от нее межфазной поверхностью. Микрогетерогенное состояние разрушается в результате энергетического воздействия на расплав, например, нагрева до определенной для каждого состава температуры Т*. После необратимого разрушения микрогетерогенного состояния расплав переходит в состояние истинного раствора, изменяются условия его кристаллизации, меняется микроструктура, кристаллическое строение и механические свойства слитка [6]. Концепция микрогетерогенного состояния жидких многокомпонентных сплавов [5] согласуется с представлениями о структурном переходе в расплаве “жидкость–жидкость” (Liquid−liquid structure transition, LLT) и способе температурной обработки расплава (Melt Superheating Treatment, MST).

Структурный переход “жидкость–жидкость” при определенных условиях часто наблюдается во многих расплавах и играет важную роль в формировании микроструктуры, кристаллического строения закристаллизованного металла. Применение структурного перехода “жидкость–жидкость” в качестве стратегии создания новых сплавов с заранее заданными свойствами доказало свою практичность и эффективность [7]. Kurita, Tanaka приводят экспериментальные доказательства связи между кристаллизацией и переходом жидкость–жидкость (LLT) для молекулярной жидкости – трифенилфосфита. Обнаружено, что частота зародышеобразования кристаллов резко увеличивается при кратковременном предварительном отжиге вблизи, но выше температуры спинодали LLT, что вызвано снижением межфазной энергии кристалл–жидкость из-за присутствия флуктуаций параметра порядка подобных критическим. Делается вывод о том, что можно не только контролировать частоту зародышеобразования кристаллов с помощью LLT, но и управлять их зеренной структурой, которая является решающим фактором, влияющим на механические и термические свойства кристаллических материалов [8].

Обработка расплава перегревом, или “Melt Superheating Treatment” (MST), была предложена в качестве способа улучшения механических свойств отливок в работе [9]. Большинство работ направлено на исследование влияния MST на микроструктуру и механические свойства закристаллизованного металла [10–12]. MST применяют с целью достижения эффекта сверхупрочняемости стали. Путем испытаний на прокаливаемость и дилатометрии показано, что MST приводит к значительному и повторяемому увеличению прокаливаемости из-за сильного замедления реакций образования перлита и бейнита из феррита [13]. Исследовано влияние MST на морфологию границы раздела между твердой и жидкой фазами (S/L) при затвердевании и установлено, что обработка расплава перегревом увеличивает стабильность поверхности раздела S/L и оказывает существенное влияние на характеристики затвердевания [14]. С помощью MST монотектических расплавов была получена относительно однородная микроструктура, в которой включения равномерно распределены в матрице [15, 16]. MST жидкого жаропрочного сплава на основе Ni третьего поколения позволила существенно увеличить предел прочности за счет уменьшения сегрегации примесей в междендритном пространстве [17].

Ранее на основе анализа температурных зависимостей кинематической вязкости и удельного электросопротивления расплава Fe–25% Mn–2% С определенно значение температуры Т* = 1970 К, при нагреве до которой микрогетерогенность разрушается [18, 19]. Цель данной работы – провести сравнительный анализ микроструктуры, кристаллического строения и механических свойств в микрообъемах сплава Fe–25% Mn–2% С, закристаллизованного из расплава до и после разрушения микрогетерогенности, то есть в различном структурном состоянии: гомогенном и гетерогенном. Ранее подобное исследование авторами было проведено для стали Гадфильда (Fe–12 мас. % Mn–1 мас. % C) [20–22].

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ

В лабораторных условиях в защитной атмосфере высокочистого гелия получены образцы сплава Fe–25 мас. % Mn–2 мас. % С, закристаллизованные после нагрева расплава до T < T* и T > T*, T* = 1970 К [18, 19]. Скорость охлаждения слитка составляла ~1 К/с. Шихтовыми материалами служили карбонильное железо марки Р-10 (по ГОСТ 13610-79 содержит 99.7–96.6% Fe и 0.8–1.2% C) и ферромарганец ФМн78 (по ГОСТ 4755-91 содержит 80.7% Mn, 9.5% Fe, ~7% C, ~2% Si). Химический состав образцов был определен с помощью спектрометра SPECTROMIDEX (SPECTRO Analytical Instruments GmbH, Германия). Исследование микроструктуры и кристаллического строения сплава проводили традиционными методами металлографии с помощью автоэмиссионного сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) AURIGA CrossBeam (CarlZeiss, Германия) и термоэмиссионного СЭМ EVO LS 10 (CarlZeiss, Германия). При финишной подготовке образцов для электронно-микроскопического исследования использовали прецизионную специализированную машину для шлифования с микропроцессорным управлением и электронным контролем плоскостности PM5 (Logitech, Великобритания). Полировку проводили на финальной стадии коллоидной суспензией SiO2 для удаления аморфизованного слоя.

Микроскопы были оборудованы аналитическими системами для исследования элементного состава поверхности методом рентгеноспектрального микроанализа (РСМА) и исследования кристаллической структуры поверхности методом дифракции отраженных электронов (ДОЭ).

Для проведения ДОЭ исследования поверхности использовали систему анализа микродифракции отраженных электронов HKL EBSD Channel 5 (Oxford Instruments, Великобритания), для РСМА – Inca Energy и Aztec (Oxford Instruments, Великобритания).

Получение, обработку и анализ полученных данных проводили с помощью программных продуктов Aztec, Flamenco Acquisition, Tango (Oxford Instruments, Великобритания). ПО Aztec предназначено для управления рентгеновским детектором и получения рентгеновских спектров, используется для построения карт или профилей распределения химических элементов в поверхностном слое, а также для сохранения и экспорта данных с целью их последующей обработки и анализа в других программных пакетах. ПО Flamenco Acquisition используется для получения дифракционных картин, автоматической индексации кристаллических ориентаций и фаз, картирования и поточечного сбора данных с исследуемых областей с целью последующей обработки и анализа данных в других программных пакетах. ПО Tango – программный инструмент для построения и анализа такого широкого многообразия карт, полученных из данных ДОЭ, как ориентационные карты, карты межзеренных границ, фазовые карты, карты фактора Тейлора и др. ПО Tango также используется для автоматического определения размеров зерен и построения гистограмм разориентации. Исследование методом ДОЭ производили при ускоряющем напряжении 30 кВ и токе электронного зонда 6 нА. Для построения карт проводили сканирование области размером 800 × 800 мкм с шагом 2 мкм. Для детального исследования особенностей структурных состояний были построены карты ориентации кристаллитов в формализме углов Эйлера, гистограммы фактора Шмида, а также гистограммы разориентаций.

Механические характеристики (модуль Юнга, твердость) сплавов Fe–Mn–C в микрообъемах измеряли методом наноиндентирования на приборе “НаноСкан-4D” в соответствии с требованиями ISO 14577. Измерения проводили в условиях непрерывного нагружения с линейно возрастающей нагрузкой до 50 мН при комнатной температуре. Нагрузка и разгрузка индентора, а также запись диаграммы P–h (приложенная нагрузка – глубина вдавливания) производились автоматически. Управление работой нанотвердомера осуществлялось с помощью ПО NanoScanDevice, а получение, хранение и статистическая обработка результатов измерений – ПО NanoScanViewer. Нанотвердость и модуль Юнга дендритов определяли в результате 50 измерений для каждой из областей. Для обработки результатов механических испытаний материалов использовали метод Oliver&Pharr [23]. Погрешность определения твердости Н (ГПа) на нанотвердомере “НаноСкан-4D” – 4%, модуля Юнга Е(ГПа) – 7%.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Изучено влияние разрушения микрогетерогенности расплавов Fe–25% Mn–2% С на микроструктуру, кристаллическое строение и механические свойства в микрообъемах твердых образцов. В микроструктуре сплава Fe–25% Mn–2% С наблюдаются дендриты аустенита и междендритное пространство, заполненное феррито-перлитной смесью с карбидами пластинчатой морфологии и карбонитридами. Для всех исследованных образцов, вне зависимости от условий кристаллизации, на поверхности дендритов аустенита обнаружены слои с содержанием марганца ~35–40% толщиной 〈L〉 = 60 мкм (рис. 1). По полученным данным о микроструктуре оценили расстояния между вторичными ветвями дендритов до и после нагрева расплава до T < T* и T > T* (T* = = 1970 К). Установлено, что разрушение микрогетерогенности расплава приводит к увеличению дендритного параметра D (расстояния между вторичными ветвями дендритов) литой структуры, что свидетельствует об уменьшении числа центров кристаллизации (рис. 1). Оба фактора приводят к увеличению химической неоднородности закристаллизованного слитка.

Рис. 1.

Результаты РСМА-анализа сплава Fe–25% Mn–2% C, закристаллизованного до и после разрушения микрогетерогенного состояния расплава: а – СЭМ-изображения и карты распределения элементов по области сканирования; б – профиль распределения элементов вдоль линии сканирования; в – определенные величины дендритного параметра D и толщины ликвационного слоя L.

Химическая неоднородность слитка в свою очередь вызывает неоднородность механических свойств металла в микрообъемах: модуля Юнга и нанотвердости. На рис. 2 показаны карты распределения модуля Юнга и нанотвердости, измеренные методом наноиндентирования для сегрегационного слоя, богатого марганцем, и в объеме дендрита аустенита. Полученные значения твердости и модуля Юнга для ликвационного слоя превышают соответствующие значения для тела дендрита аустенита. На гистограммах Н(ГПа) и Е(ГПа) для всех исследованных образцов Fe–Mn–C отсутствуют выраженные пики, они широкие и мультимодальные, что указывает на неоднородность механических свойств материала в микрообъемах (рис. 2). Появление на поверхности дендритов слоя, обогащенного марганцем, приводит к деформационной неоднородности дендрита и может быть причиной разрушения металла в процессе эксплуатации.

Рис. 2.

Результаты наноиндентирования сплава Fe–25% Mn–2% C, закристаллизованных до и после разрушения микрогетерогенного состояния расплава: а – карты распределения модуля Юнга Е(ГПа) и твердости Н(ГПа), б – гистограммы твердости тела дендрита аустенита и ликвационного слоя, в – гистограмма модуля Юнга тела дендрита аустенита и ликвационного слоя, г – значения нагрузки Pc и длины трещины ac, определенные по излому на кривых ln a(ln P) при наноиндентировании на границе тела дендрита и ликвационнго слоя; величины адгезии ликвационного слоя к телу дендрита аустенита Kint и энергии разрушения по границе тела дендрита аустенита и ликвационного слоя Gc.

На основании данных наноиндентирования рассчитали величину адгезии ликвационного слоя к телу дендрита аустенита (Kint) [24]:

(1)
$\left( {\frac{E}{H}} \right)_{{\operatorname{int} }}^{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}} = \frac{{\left( {\frac{E}{H}} \right)_{S}^{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}}{{1 + {{{\left( {\frac{{{{H}_{S}}}}{{{{H}_{R}}}}} \right)}}^{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}}} + \frac{{\left( {\frac{E}{H}} \right)_{S}^{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}}{{{{{\left( {\frac{{{{H}_{R}}}}{{{{H}_{S}}}}} \right)}}^{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}}},$
(2)
${{K}_{{\operatorname{int} }}} = 0.015\frac{{{{P}_{C}}}}{{a_{c}^{{{3 \mathord{\left/ {\vphantom {3 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}}\left( {\frac{E}{H}} \right)_{{\operatorname{int} }}^{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}},$
где H и E – твердость и модуль Юнга, индексы S и R для дендрита и ликвационного слоя, соответственно.

Значения нагрузки Pc и длины трещины ac определяли по излому на кривых lna(lnP) при наноиндентировании.

Определили величину энергии разрушения на границе ликвационного слоя и тела дендрита аустенита Gc:

(3)
${{G}_{{\text{c}}}} = K_{{\operatorname{int} }}^{2}{{(1 - \nu )} \mathord{\left/ {\vphantom {{(1 - \nu )} E}} \right. \kern-0em} E},$
где E и ν – модуль Юнга и коэффициент Пуассона сплава соответственно.

Обнаружено, что адгезия слоя, обогащенного марганцем к телу дендрита Kint для сплава Fe–25 мас. % Mn–2 мас. % C, закристаллизованного после разрушения микрогетерогенного состояния, увеличилась в 1.4 раза; также увеличилась энергия разрушения Gc в 1.9 раз (рис. 2г). Величина адгезии и энергии разрушения выше соответствующих значений для износостойких покрытий, нанесенных газоплазменным напылением (Kint = 5.2 МПа · м0.5; Gc = 516 Дж/м2) [25].

Средствами ДОЭ-анализа изучена кристаллическая структура сплава Fe–Mn–C, закристаллизованного до и после разрушения микрогетерогенного состояния расплава (результаты представлены в виде карт ориентации кристаллитов в формализме углов Эйлера, гистограмм разориентации и гистограмм фактора Шмида на рис. 3). Понятие кристаллита в базирующейся на ДОЭ-анализе микроскопии отличается от понятий зерна в традиционных методах оптической и электронной микроскопии. В ДОЭ структура материала воссоздается по результатам поточечного кристаллографического анализа. Две соседние точки считаются принадлежащими одному и тому же кристаллиту, если разориентировка между ними не превышает толерантный угол (в данном исследовании – 5°). Разрушение микрогетерогенности расплава привело к увеличению размера кристаллитов при последующем охлаждении и кристаллизации. Карта ориентации демонстрирует большое количество неиндексированных областей и градиент ориентации внутри зерен, которые объясняются появлением деформационных неоднородностей из-за условий кристаллизации (рис. 3). Представлены гистограммы распределения по углам разориентации кристаллитов. Коррелированное распределение на гистограммах разориентации границ кристаллитов (синий цвет) показывает разориентацию между соседними точками, а некоррелированное (красный цвет) показывает разориентацию между случайно выбранными точками в наборе данных. Теоретическая кривая отображает то, что можно было бы ожидать от случайного набора ориентаций. Коррелированное распределение демонстрирует большее количество малоугловых границ, то есть с углом разориентации менее 15°, которые меньше представлены в некоррелированном распределении. По разнице между некоррелированными разориентациями и теоретической кривой был сделан вывод о степени текстуированности металла – текстуированность выше у слитков, закристаллизованных после разрушения микрогетерогенности. Обнаружено увеличение относительной доли малоугловых границ в коррелированном и некоррелированном распределении для слитков, закристаллизованных после разрушения микрогетерогенности (рис. 3). Известно, что малоугловые границы металлических материалов обладают высоким сопротивлением распространению трещин [26, 27]. Установлено, что увеличение доли малоугловых и специальных границ повышает коррозионную стойкость металла [28–30].

Рис. 3.

Результаты ДОЭ-анализа сплава Fe–25.0% Mn–2.2% C, закристаллизованного до и после разрушения микрогетерогенного состояния расплава: а – карты распределения кристаллографических ориентаций, б – гистограммы распределения по углам разориентации, в – гистограммы фактора Шмида.

По результатам ДОЭ-анализа построены гистограммы фактора Шмида для системы деформации (111) [011] при нагружении параллельно оси ОZ (рис. 3в). Как известно, приложенное механическое напряжение σ и напряжение сдвига τ в системе скольжения связаны соотношением: τ = mσ, где m = cos λ cos χ – фактор Шмида (фактор ориентировки), λ – угол между направлением скольжения и осью деформации; χ – угол между нормалью к плоскости скольжения и осью деформации. На гистограммах фактора Шмида не обнаружено неоднородности механических свойств в микрообъемах слитка, что связано с наличием на картах распределения кристаллографических ориентаций (рис. 3а) большого количества неиндексированных областей. В результате разрушения микрогетерогенного состояния расплава пик гистограммы фактора Шмида смещается в сторону больших значений.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Изучено влияние разрушения микрогетерогенного состояния расплава Fe–25 мас. % Mn–2 мас. % С на микроструктуру, кристаллическое строение и механические свойства в микрообъемах закристаллизованных образцов. Изменение структурного состояния расплава путем разрушения микрогетерогенности привело к изменению характеристик микроструктуры сплава. Отмечено увеличение дендритного параметра литой структуры 〈D〉 от 50 до 70 мкм, что свидетельствует об уменьшении числа центров кристаллизации.

В результате сравнительного исследования кристаллического строения сплава Fe–25 мас. % Mn–2 мас. % С установлено, что разрушение микрогетерогенности привело к увеличению размеров кристаллитов, а также к относительному увеличению доли малоугловых границ, что косвенным образом свидетельствует о росте сопротивления металла распространению трещин и повышении его коррозионной стойкости. Вне зависимости от условий кристаллизации сплава Fe–25 мас. % Mn–2 мас. % С, на поверхности дендритов аустенита обнаружены обогащенные марганцем ликвационные слои толщиной 〈L〉 = 60мкм с содержанием марганца ~35–40%, что приводит к деформационной неоднородности слитка.

По данным наноиндентирования оценили величину адгезионной прочности ликвационного слоя к дендриту аустенита. Показано, что изменение структурного состояния расплава путем разрушения микрогетерогенности привело к увеличению адгезионной прочности ликвационного слоя к телу дендрита аустенита Kint от 9.6 до 13.1 МПа м0.5, и энергии разрушения по границам ликвационного слоя и тела дендрита аустенита Gc от 391.1 до 726.0 Дж м−2, что свидетельствует о росте прочности слитка при практикуемых механических нагрузках.

Работа выполнена с использованием оборудования УЦКП “Современные нанотехнологии” УрФУ.

Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ в рамках научного проекта № 19-33-90198.

Список литературы

  1. Popova N., Dement T., Nikonenko E., Kurzina I., Kozlov E. Structure and phase composition of manganese steels modified by alloying elements // AIP Conference Proceedings. 2017. V. 1800. № 1. P. 030001.

  2. Grässel O., Frommeyer G. Effect of martensitic phase transformation and deformation twinning on mechanical properties of Fe–Mn–Si–AI steels // Mater. Sci. Tech. 1998. V. 14. № 12. P. 1213–1217.

  3. Frommeyer G., Grässel O. High strength TRIP/TWIP and superplastic steels: development, properties, application: 10 // Rev. Met. Paris. 1998. V. 95. № 10. P. 1299–1310.

  4. Frommeyer G., Brüx U., Neumann P. Supra-Ductile and High-Strength Manganese-TRIP/TWIP Steels for High Energy Absorption Purposes // ISIJ Int. 2003. V. 43. № 3. P. 438–446.

  5. Попель П.С. Метастабильная микрогетерогенность расплавов в системах с эвтектикой и монотектикой и ее влияние на структуру сплава после затвердевания // Расплавы. 2005. № 1. P. 22–48.

  6. Calvo-Dahlborg M., Popel P.S., Kramer M.J., Besser M., Morris J.R., Dahlborg U. Superheat-dependent microstructure of molten Al–Si alloys of different compositions studied by small angle neutron scattering // J. Alloys Compounds. 2013. V. 550. P. 9–22.

  7. He Y.-X., Li J.-S., Wang J., Beaugnon E. Liquid−liquid structure transition in metallic melt and its impact on solidification: A review // Trans. Nonf. Met. Soc. China. 2020. V. 30. P. 2293−2310.

  8. Kurita R., Tanaka H. Drastic enhancement of crystal nucleation in a molecular liquid by its liquid–liquid transition // App. Phys. Sci. 2019. V. 116. № 50. P. 24949–24955.

  9. Farbenindustrie I.G. Process for improving the mechanical properties of magnesium alloys: pat. GB359425 USA. 1931.

  10. Stepanova N.N., Rodionov D.P., Turkhan Yu.E., Sazonova V.A., Khlystov E.N. Phase stability of nickel-base superalloys solidified after a high-temperature treatment of the melt // Phys. Met. Metal. 2003. V. 95. № 6. P. 602–609.

  11. Yang M., Pan J., Liu X., Dong M., Xu S., Dong Y. Effects of melt overheating on undercooling degree, glass forming ability and crystallization behavior of Nd9Fe70Ti4C2B15 permanent magnetic alloy // J. Chine. Rare Earth Soc. 2016. V. 34. № 3. P. 273–281.

  12. Yin F.S., Sun X.F., Li J.G., Guan H.R., Hu Z.Q. Effects of melt treatment on the cast structure of M963 superalloy // Scripta Mater. 2003. V. 48 № 4. P. 425–429.

  13. Mostert R.J., Van Rooyen G.T. Quantitative assessment of the harden ability increase resulting from a super harden ability treatment // Metal. Trans. A. 1984. V. 15 A. № 12. P. 2185–2191.

  14. Wang C., Zhang J., Liu L., Fu H. Effect of Melt Superheating Treatment on Directional Solidification Interface Morphology of Multi-component Alloy // J. Mater. Sci. Tech. 2011. V. 27. № 7. P. 668–672.

  15. Wang L., Bo L., Zuo M., Zhao D. Effect of melt superheating treatment on solidification behavior of uniform Al10Bi54Sn36 monotectic alloy // J. Molecular Liquids. 2018. V. 272. P. 885–891.

  16. Jia P., Gao Z., Hu X., Liu Y., Zhang J., Yang Z., Teng X., Zhao D., Wang Y., Zhang S., Geng D. Correlation of composition, cooling rate and superheating temperature with solidification behaviors and microstructures of Al-Bi-Sn ribbons // Mater. Research Express. 2019. V. 6. № 6. P. 066539.

  17. Su H., Wang H., Zhang J., Guo M., Liu L., Fu H. Influence of Melt Superheating Treatment on Solidification Characteristics and Rupture Life of a Third-Generation Ni-Based Single-Crystal Superalloy // Metal. Mater. Trans. B. 2018. V. 49. № 4. P. 1537–1546.

  18. Чикова О.А., Синицин Н.И., Вьюхин В.В. Вязкость расплавов Fe–Mn–С // Журн. физической химии. 2021. Т. 95. № 2. С. 177–182. https://doi.org/10.31857/S0044453721020084

  19. Синицин Н.И., Чикова О.А., Вьюхин В.В. Удельное электросопротивление расплавов Fe–Mn–C // Неорганич. материалы. 2021. Т. 57. № 1. С. 89–97. https://doi.org/10.31857/S0002337X21010127

  20. Чикова О.А., Синицин Н.И., Вьюхин В.В. Параметры микрогетерогенной структуры жидкой стали 110Г13Л // Журн. физической химии. 2019. Т. 93. № 8. С. 1138–1146. https://doi.org/10.1134/S0044453719080065

  21. ChikovaO., Sinitsin N., Vyukhin V., Chezganov D. Microheterogeneity and crystallization conditions of Fe-Mn melts // J. Crystal Growth. 2019. V. 527. P. 125239. https://doi.org/10.1016/j.jcrysgro.2019.125239

  22. Синицын Н.И., Чикова О.А., Чезганов Д.С. Влияние разрушения микрогетерогенности на микроструктуру и кристаллическое строение слитков стали 110г13л (стали Гадфильда) // Черные металлы. 2020. № 1. С. 36–42.

  23. Oliver W.C., Pharr G.M. Measurement of hardness and elastic modulus by instrumented indentation: Advances in understanding and refinements to methodology // J. Mater. Res. 2004. V. 19. № 1. P. 3–20.

  24. Zhang C., Zhou H., Liu L. Laminar Fe-based amorphous composite coatings with enhanced processand microstructure evolution // Solid State Phenom. 2011. V. 176. P. 29–34.

  25. Zhang C., Zhou H., Liu L. Laminar Fe-based amorphous composite coatings with enhanced bonding strength and impact resistance // Acta Mater. 2014. V. 72. P. 239–251.

  26. Watanabe T. An approach to grain boundary design for strong and ductile polycrystals // Res. Mech. 1984. V. 11. № 1. P. 47–84.

  27. Watanabe T. Grain boundary design and control for high temperature materials // Mater. Sci. Eng.: A. 1993. V. 166. № 1–2. P. 11–28.

  28. Lin P., Palumbo G., Erb U., Aust K.T. Influence of grain boundary character distribution on sensitization and intergranular corrosion of alloy 600 // Scripta Metal. Mater. 1995. V. 33. № 9. P. 1387–1392.

  29. Palumbo G., King P.J., Aust K.T., Erb U., Lichtenberger P.C. Grain boundary design and control for intergranular stress-corrosion resistance // Scripta Metal. Mater. 1991. V. 25. № 8. P. 1775–1780.

  30. Bennett B.W., Pickering H.W. Effect of grain boundary structure on sensitization and corrosion of stainless steel // Metall. Trans. A. 1991. V. 18. № 6. P. 1117–1124.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал