Вплив особливостей будови К-фази на структуру і властивості високовуглецевих Fe-Al-сплавів

Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ІНСТИТУТ МЕТАЛОФІЗИКИ ім. Г. В. КУРДЮМОВА

УДК 621.785.54:620.181:669.11.4

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня доктора фізико-математичних наук

ВПЛИВ ОСОБЛИВОСТЕЙ БУДОВИ К-ФАЗИ НА СТРУКТУРУ І ВЛАСТИВОСТІ ВИСОКОВУГЛЕЦЕВИХ Fe - Al - СПЛАВІВ

Спеціальність 01.04.13 - фізика металів

АНДРЮЩЕНКО Владислав Андрійович

Київ, 2001

Дисертація є рукописом.

Роботу виконано в Інституті металофізики ім. Г. В. Курдюмова НАН України.

Науковий консультант доктор фізико-математичних наук, професор Данільченко Віталій Юхимович, Інститут металофізики ім. Г. В. Курдюмова НАН України, завідуючий відділом

Офіційні опоненти:

доктор фізико-математичних наук, професор, член-кореспондент НАН України Фірстов Сергій Олексійович, Інститут проблем матеріалознавства ім. І. М. Францевича НАН України, заступник директора

доктор фізико-математичних наук, професор Чуістов Костянтин Володимирович, Інститут металофізики ім. Курдюмова НАН України, головний науковий співробітник

доктор фізико-математичних наук Журавльов Анатолій Хомич, Інститут магнетизму НАН України, провідний науковий співробітник

Провідна установа:

Київський національний університет імені Тараса Шевченка, кафедра фізики металів, Міністерство освіти і науки України, м. Київ

Захист відбудеться “12_”_грудня___2001 р. об 11 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 26.168.01, Інститут металофізики НАН України, 03680 Київ-142, бульв. Акад. Вернадського, 36, Інститут металофізики НАН України, 03680.

З дисертацією можна ознайомитися в бібліотеці Інституту металофізики НАН України, 03680 Київ-142, бульв. Акад. Вернадського, 36, Інститут металофізики НАН України.

Автореферат розіслано __9 листопада 2001 р.__

Вчений секретар

спеціалізованої вченої ради _______________ Піщак В. К.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

фаза сплав магнітний приповерхневий

Актуальність теми. Широке поширення в промисловості загартованих високовуглецевих сплавів і алюмінію визначає необхідність вивчення загартованих сплавів системи Fe-Al-C в широких концентраційних і температурних інтервалах. Такі роботи виконано в Японії, Великобританії, Германії, США, Росії, а також у нас, в Україні. Для цих сплавів було побудовано діаграми станів і їх політермічні розрізи. Встановлено, що в твердому розчині високовуглецевих Fe-Al-сплавів може міститися більше трьох масових процентів вуглецю. Спроби зафіксувати аморфний стан високовуглецевих Fe-Al-сплавів надшвидким загартуванням із розплавів не мали успіху. В широкому концентраційному інтервалі загартуванням від високих температур в сплавах Fe-Al-C фіксується - фаза (аустеніт) із гранецентрованою кубічною (ГЦК) кристалічною граткою, Fe-Al-фаза з об'ємоцентрованою кубічною (ОЦК) кристалічною граткою і карбідна фаза з ГЦК-кристалічною граткою. Було виявлено, що ця фаза має кристалічну будову типу перовскитів Fe₃AlC_х з дальнім атомним порядком в розташуванні атомів. В літературі її прийнято називати К-фазою. При охолодженні загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавів до низьких температур в процесі мартенситного перетворення утворюється -мартенсит з аномально високим ступенем тетрагональності та незвичайною кількістю орієнтацій по відношенню до залишкового аустеніту. Було виявлено, що при кімнатній температурі у визначеному концентраційному інтервалі високовуглецеві Fe-Al-сплави мають висококоерцитивні властивості, а процеси атомного впорядкування впливають на утворення та розпад -мартенситу. На основі цих досліджень було створено та запатентовано слабі магнітожорсткі сплави Fe-Al-C, конструкційні сплави типу “ферманал” і внесено певний вклад в теорію фазових перетворень, а саме, в область утворення і розпаду мартенситних фаз. Проте отриманих даних було недостатньо для з'ясування фізичної природи формування структури та властивостей цих сплавів. Взаємозв'язок структури і властивостей в конденсованому стані системи Fe-Al-C не досліджувався. Залишилося не з'ясованим, чому у високовуглецевих Fe-Al-сплавах К-фаза має змінний вміст вуглецю, яким чином змінюється її будова при зменшенні концентрації атомів алюмінію. Фізична природа утворення впорядкованої К-фази змінного складу та вплив особливостей її будови на структуру і властивості цих сплавів зовсім не вивчалися.

Дисертаційна робота є логічним продовженням науково-дослідних робіт з вивчення фазових і структурних перетворень в сплавах на основі заліза, розпочатих академіком Г. В. Курдюмовим і його учнем професором Л. І. Лисаком. Вона розрахована на внесення додаткового вкладу в теорію фазових і структурних перетворень, індукованих зовнішніми впливами. Для фізики металів принципово важливі дослідження, які встановлюють роль електронної будови, атомного і магнітного порядку в когерентних і некогерентних частинках в формуванні структури і властивостей сплаву в цілому, тому що вони дають можливість прогнозувати створення нових сплавів із заданими властивостями. Розкриття фізичної природи особливостей впливу магнітних змін в ізоморфних когерентних карбідних частинках змінного складу на структуру та орієнтації мартенситу у вихідному (після загартування) стані, а також в умовах зовнішніх (термічних та імпульсних) впливів, обумовлює розуміння фізичних процесів, які відбуваються в сплавах FeAlC. При цьому стає можливим, на засадах отриманих результатів, створення високовуглецевих залізних сплавів, легованих алюмінієм зі спеціальними властивостями, які придатні для застосування в промисловості. Наприклад, деякі сплави, вивчені в даній роботі, можна застосувати для виробництва дроту, економнолегованих магнітожорстких матеріалів, а також як конструкційні матеріали в кріогенній техніці.

Зв'язок з науковими програмами, планами, темами. Основну частину дисертаційної науково-дослідної роботи було виконано у відповідності до відомчої тематики Інституту металофізики ім. Г. В. Курдюмова НАН України. Автор, як старший науковий співробітник відділу індукованих мартенситних перетворень, приймав участь у виконанні таких науково-дослідних робіт:

1. Вплив легуючих елементів і зовнішніх дій на фазовий склад і кристалічну структуру мартенситу кобальтових сплавів, алюмінієвих і нікелевих сталей. Номер державної реєстрації - 01920006437.

2. Дослідження впливу лазерної і термоциклічної обробки на характеристики мартенситних перетворень в метастабільних сплавах. Номер державної реєстрації - 0196021694.

3. Вплив імпульсної обробки на характеристики мартенситних перетворень і структурний стан поверхневих шарів метастабільних сплавів. Номер державної реєстрації - 0199U002752.

Основна частина роботи, яку подано до захисту, увійшла до загальних і річних звітів про виконання вищезгаданих науково-дослідних тем.

Мета і задачі дослідження. Мета роботи - скласти фізичне уявлення про вплив особливостей будови впорядкованої К-фази на структуру і властивості високовуглецевих FeAl-сплавів в умовах зовнішніх термічних та імпульсних впливів. Для досягнення цієї мети розв'язували наступні задачі:

1. Вивчали особливості будови і фізичну природу впорядкованої К-фази змінного складу. Моделювали ймовірні атомні модифікації елементарних комірок її кристалічної гратки. Здійснювали розрахунки електронної структури цих модифікацій. За допомогою аналізу повних і парціальних щільностей електронних станів атомів заліза, алюмінію і вуглецю виявляли можливість гібридизації d-електронів атомів заліза з р-електронами атомів алюмінію і вуглецю, а також ймовірність знаходження карбідної фази в пара - або у феромагнітному станах.

2. Методами рентгенографії та мессбауерівської спектроскопії у широких концентраційних і температурних інтервалах досліджували зміни атомної та магнітної структури екстрагованої із твердого розчину впорядкованої К-фази змінного складу. За допомогою рентгенодифракційних досліджень з'ясовували особливості атомної взаємодії в розплавах FeAlC. Рентгенографічним і магнітометричним методами виявляли зміни структури і властивостей сплавів FeAlC при зовнішніх термічних впливах і окремо зміни структури і властивостей екстрагованої із твердого розчину К-фази.

3. На монокристалічних зразках вивчали вплив легуючих елементів, когерентності фазових складових, атомного і магнітного порядків у впорядкованій К-фазі на структуру та орієнтації мартенситу. Виявляли фізичну природу утворення подвійної кількості орієнтацій мартенситу. Досліджували орієнтаційні та кристалічні особливості термічно індукованого мартенситу, який містить в собі ізоморфні когерентні частинки К-фази в пара- та феромагнітному станах. Вивчали фізичну природу щойноутвореного мартенситу із аномально високою тетрагональністю та особливості зміни орієнтацій мартенситу при низькотемпературному відпуску. Виявляли вплив особливостей будови К-фази на структуру і властивості високовуглецевих FeAl-сплавів.

4. Рентгенографічним і магнітометричним методами на моно- і полікристалічних зразках сплавів досліджували особливості формування структури і властивостей приповерхневих прошарків сплавів в умовах термічних та імпульсних зовнішніх впливів: особливості структурного стану мартенситу і його орієнтувань, особливості будови К-фази та її вплив на формування структури і магнітних властивостей в приповерхневому шарі, стійкість мартенситу до розпаду при низькотемпературному відпуску. За допомогою електронно-мікроскопічного і радіографічного методів досліджень вивчали зміни в субструктурі фазових складових і висхідну дифузію атомів проникнення і заміщення при імпульсному лазерному впливі. Магнітометричним методом досліджували зміни магнітних характеристик в приповерхневому шарі.

Наукова новизна. Вперше комплексно досліджено за допомогою комп'ютерного моделювання і широкого набору експериментальних методів структуру і властивості конденсованого стану високовуглецевих FeAl-сплавів. Виявлено фізичну природу утворення впорядкованої карбідної К-фази змінного складу і вплив особливостей будови цієї фази на структуру і властивості цих сплавів.

З аналізу розрахованої методами ХРВ і ЛМТО електронної структури модельних кластерів і атомних модифікацій нескінченних розмірів зроблено висновок про посилення міжатомної взаємодії в К-фазі при збільшенні в ній концентрації атомів алюмінію і вуглецю, а також про можливість її існування в широкому концентраційному інтервалі в конденсованому стані. Виявлено можливість існування К-фази в пара- або у феромагнітному станах в залежності від хімічного складу сплаву. Отримано експериментальні підтвердження цих висновків за допомогою методів рентгенографії, мессбауерівської спектроскопії та магнітометрії. Вперше в сплавах однієї потрійної системи отримано мартенсит, який відповідає орієнтаційним співвідношенням КурдюмоваЗакса, ГренінгераТрояно і Нішіями. Дано пояснення збільшенню кількості орієнтувань -мартенситу в сплавах FeAlC в два рази (24+24). Отримано експериментальне підтвердження впливу феромагнітного стану ізоморфних когерентних впорядкованих частинок К-фази на збільшення кількості орієнтувань -мартенситу. На монокристалічних зразках показано наявність кореляції зміни цих співвідношень з хімічним складом і наявністю когерентних частинок К-фази змінного складу. Вперше виявлено еволюцію орієнтувань мартенситу в умовах термічних та імпульсних зовнішніх впливів.

Вперше прямим радіографічним методом вивчено висхідну дифузію атомів проникнення з глибини зразків до поверхні при імпульсних впливах на поверхню зразків. Показано можливість покращення магнітних властивостей в одноміліметровому приповерхневому шарі сплавів FeAlC при імпульсних лазерних впливах на поверхню.

Практичне значення отриманих результатів. Наукові результати, які отримано в роботі, виявляють причини: атомного впорядкування в сплавах FeAlC, утворення впорядкованих карбідних частинок К-фази змінного складу в пара- або феромагнітному стані, утворення мартенситу з аномально високою тетрагональністю і різноманітним орієнтуванням, неможливості отримання досліджених сплавів в аморфному стані. Виявлено та досліджено особливості фазових і структурних змін в високовуглецевих залізних сплавах, легованих алюмінієм, які можна використати для розвитку теорії фазових перетворень і, зокрема, мартенситних. Дані про покращення магнітних характеристик в приповерхневому шарі при імпульсному лазерному впливі можна використати в промисловості для отримання економнолегованих дешевих магнітожорстких сплавів. Основні результати роботи можуть бути використані як фізичні основи для створення нових конструкційних матеріалів на основі заліза і для вдосконалення технології їх термічної, механічної та імпульсної обробки. Як приклад, можна навести створену із співавторами “Технологію фрикційного зміцнення металевих деталей та інструменту” (Інформаційний листок про науково-технічне досягнення №85-046) і запатентовані зі співавторами: “Пристрій для деформування матеріалів” (Патент на винахід № 426563/SU) і “Спосіб виготовлення дроту з високовуглецевої марганцево-алюмінієвої сталі” (Патент на винахід № 97020513).

Особистий внесок автора. Всі рентгенографічні дослідження моно- і полікристалічних зразків сплавів FeAlC, а також електролітично ізольованої карбідної фази, розрахунки і побудову полюсних фігур мартенситу при його еволюції в зовнішніх термічних та імпульсних впливах виконано автором особисто. Рентгенографічний аналіз розплавів, розрахунки щільностей електронних станів, електронно-мікроскопічні, радіографічні та магнітометричні дослідження виконано разом із співавторами наукових робіт. Автор особисто формулював задачі усіх наукових досліджень, які використано в дисертаційній роботі, і визначав методи їх рішення. Аналіз отриманих результатів і наукові висновки належать автору. Наведений у дисертації науковий матеріал не містить ідей або наукових розробок колег, в співавторстві з якими опубліковано роботи.

Апробація результатів дисертації. Основні результати дисертаційної роботи доповідалися і обговорювалися на 21 науковій конференції та нарадах:

- Всесоюзній нараді “Использование рентгеновских лучей для исследования материалов”, Чорноголовка, 1986 р.

- XI Всесоюзній конференції “Физика прочности и пластичности металлов и сплавов”, Куйбишев, 1986 р.

- Республіканському семінарі “Новые достижения в области металловедения и термической обработки стали”, Київ, 1986 р.

- XII, XIII, XVII, XVIII та XIX Міжнародних конференціях з прикладної кристалографії, Польща, Цешин, 1986, 1988, 1996, 1998 та 2000 рр.

- Всесоюзній науково-технічній конференції “Металлы и технический прогресс”, Москва, 1987 р.

- Всесоюзній конференції з мартенситних перетворень в твердому тілі, “МАРТЕНСИТ-91”, Косів, 1991 р.

11-му Інтернаціональному Конгресі “Лазер-93”. Лазер у техніці. ФРГ, Мюнхен, 1993 р.

- Українській нараді “Синхротронные методы исследования”, Україна, Кацивелі, 1997 р.

- 18-й Європейській кристалографічній конференції ЕСМ-18, Чехія, Прага, 1998 р.

- 10-й та 13-й Конференції Чехії та Словаччини з магнетизму, Словакія, Кошіце, 1998 та 2001 рр.

- Меморіальному симпозіумі пам'яті В. Н. Гріднєва “Металлы и сплавы. Фазовые превращения, структура, свойства”, Україна, Київ, 1998 р.

- Меморіальному симпозиумі пам'яті А. А. Смірнова “Порядок в металлах и сплавах”, Україна, Київ, 1998 р.

- 8-й Европейській конференції з магнітних матеріалів та їх використання, Україна, Київ, 2000 р.

- Міжнародній конференції “Материалы и технологии в новом тысячелетии”, Україна, Алушта, 2000 р.

- Міжнародній конференції з теоретичної та експериментальної фізики, Україна, Львів, 2001 р.

- VI Всеросійській конференції “Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов”, Росія, Єкатеринбург, 2001 р.

Публікації. Основний зміст дисертаційної роботи розкрито в 28 публікаціях, список яких наведено в кінці автореферату.

Структура дисертації. Дисертацію викладено на 301 сторінці машинописного тексту. Вона складається із вступу, трьох глав, які містять в собі літературні огляди, оригінальні частини і висновки, і основних висновків. В ній розміщено 112 рисунків, 26 таблиць, список 231 цитованого літературного джерела.

ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ

У вступі розкрито стан проблеми та її значимість, обґрунтовано актуальності роботи, сформульовано мету і задачі дослідження, розглянуто наукову новизну і практичну цінність роботи.

В першій главі “Фізична природа впорядкованої карбідної фази змінного складу” виявлено, що залізо, алюміній і вуглець створюють стійкі атомні модифікації з сильним міжатомним зв'язком. Саме електронна взаємодія між цими атомами визначає фізичну природу утворення впорядкованої карбідної К-фази змінного складу. Ця ключова особливість впливає на еволюцію фазових і структурних змін в системі FeAlC, якщо йдеться про конденсований стан. Вивчення методами рентгенографії, мессбауерівської спектроскопії і магнітометрії екстрагованої із твердого розчину К-фази підтвердило основні висновки розрахунків щодо її будови.

Експериментальній частині досліджень передували розрахунки електронної структури Х_aРВ- і ЛМТО-методами атомних модифікацій Fe_xAl_yC_z різноманітної архітектури. Оскільки електронна мікроскопія виявляє когерентні матриці субмікрооб'єми впорядкованої карбідної фази величиною 0,11.0 нм і некогерентні матриці відокремлені частинки впорядкованої карбідної фази величиною 5,0 нм і більше, то метод багатократно розсіяних хвиль використовувався для розрахунків модельних карбідних кластерів К-фази (рис.1, 2), а метод лінеаризованих МТ-орбіталей для розрахунків модельних атомних модифікацій К-фази нескінченно великих розмірів.

Із аналізу повних і парціальних щільностей електронних станів різних за хімічним складом кластерів, а також розподілу щільності електронних станів в основних площинах ГЦК-кристалічних комірок було встановлено, що при збільшенні концентрації атомів алюмінію відбувається сильна pd-гібридизація хімічних зв'язків атомів заліза в першій координаційній сфері та алюмінію в другій. Це викликає велику делокалізацію d-електронів атомів заліза в просторі кластера.

Аналіз побудованих повних і парціальних щільностей електронних станів для спінів, які спрямовані вгору та вниз, а також відповідних зображень карт щільності електронних станів в площинах (110) і (111) дозволив виявити зі збільшенням концентрації алюмінію посилення хімічного зв'язку між атомами заліза, алюмінію і вуглецю та підтвердити висновок про схильність К-фази до переходу із пара- у феромагнітний стан.

Збільшення модельних кластерів до 29-атомної модифікації надало можливість виявити за допомогою Х_аРХ-методу посилення атомної взаємодії в “гантельній” конфігурації CFeC. Цьому відповідає локалізація щільностей електронних станів довкола атомної “гантелі” на зображеннях карт електронної щільності в площинах (100) і (011) в збільшеному модельному кластері.

За допомогою аналізу повних і парціальних щільностей електронних станів атомних модифікацій розрахованих методом ЛМТО, підтверджено висновок про те, що зі збільшенням кількості алюмінію відбувається посилення pd-гібридизації, відповідно, d-електронів атомів заліза і p-електронів атомів алюмінію. Розрахунки атомних модифікацій з урахуванням спінової поляризації надали можливість припустити, що в модифікаціях з великою кількістю алюмінію повинен спостерігатися феромагнетизм, а в модифікаціях з меншою кількістю алюмінію парамагнетизм. Із аналізу розподілу щільностей електронних станів, розрахованих методом багаторазово розсіяних хвиль, а також методом лінійних МТ-орбіталей було зроблено висновки про те, що наявність в ГЦК-кристалічній гратці атомів вуглецю призводить до значної локалізації щільностей електронних станів, збільшення міжатомної взаємодії в гантельних конфігураціях, збільшення ковалентної складової в атомних модифікаціях К-фазиПотужне посилення електронної взаємодії в гантельній конфігурації СFeС зі збільшенням кількості атомів алюмінію в модельних модифікаціях надало можливість припустити, що ці модифікації повинні реально існувати і бути достатньо стійкими, тобто К-фаза повинна існувати в конденсованому стані в досить широких температурних і концентраційних межах.

Дійсно, за допомогою методу рентгенівської дифракції (рис. 10) вдалося виявити існування атомних мікроугруповань з близьким порядком типу перовскитів. Встановлено, що наявність атомів алюмінію в розплаві сприяє найбільш щільному найближчому оточенню атомів вуглецю атомами заліза і одночасно посиленню взаємодії атомів заліза і атомів алюмінію в таких мікроугрупованнях. В розплавах з більшою кількістю алюмінію кількість мікроугруповань з близьким атомним порядком типу перовскитів більша.

Вивчення у комплексі методами мессбауерівської спектроскопії та рентгенівського аналізу електролітично екстрагованих із твердого розчину сплавів системи FeAlC порошків К-фази підтвердило наявність атомного і магнітного порядку, виявлених розрахунками з перших принципів. Встановлено кореляцію атомного і магнітного порядків в K-фазі з концентрацією алюмінію і вуглецю. Магнітна структура і близький атомний порядок К-фази неоднорідні при довільному вмісту легуючих елементів відповідно до діаграми станів. Доведено, що краще позначати впорядковану карбідну К-фазу змінного складу у вигляді Fe_4-уAl_уС_х замість раніше прийнятого в літературі позначення Fe₃AlС_х. Магнітна структура і близький атомний порядок K-фази неоднорідні при любому вмісту легуючих елементів, відповідно до діаграми стану. Експериментальні величини ізомерних мессбауерівських зсувів добре співпадають з величинами, отриманими із розрахунків електронної структури К-фази (табл.1 і 2).

Комплексне (методами термомагнітного аналізу і рентгенівської дифрактометрії) дослідження К-фази, екстрагованої із твердого розчину, показало, що в широкому температурному інтервалі

Таблиця 1

Значення s-щільностей на ядрах атомів заліза кластерів CFe₁₀A₄ і CFe₆Al₈ та їхня різниця по відношенню до атома заліза Fe⁽²⁾ (a.u.)

Таблиця 2

Значення s-щільностей на ядрах атомів заліза кластерів C₂Fe₂₃Al₄ і C₂Fe₁₅Al₁₂ та їхня різниця по відношенню до атома заліза Fe₍₄₎ (a.u.)

впорядкована карбідна фаза системи FеА1С може знаходитися в субструктурних станах з різними хімічним складом і ступенями атомного порядку, яким відповідають три температури Кюрі: ₁ = -- 100°С, ₂ = 0°С і ₃ = 240°С. Зроблено припущення, що в субструктурних станах K₁, K₂, K₃ мають перевагу відповідно конфігурації атомів Fe₃, Fe₁, Fe₂, які відрізняються усередненими значення і _s для K₁, K₂, K₃.

Таким чином, електронна взаємодія атомів заліза, алюмінію і вуглецю спричиняє створення в конденсованому стані стійкого близького атомного порядку типу Fe_4-уAl_уС_х. В твердому стані створюється дальній аналогічний атомний порядок. При цьому кристалізація розплавів з довільними швидкостями призводить до створення квазівпорядкованого розміщення впорядкованих субмікрооб'ємів або частинок К-фази в твердому розчині. З цієї причини отримати аморфний стан сплавів швидкісним загартуванням неможливо. Зменшення швидкості загартування і збільшення концентрації алюмінію і вуглецю веде до збільшення об'єму і кількості частинок К-фази і підвищення значень коефіцієнту дальнього атомного порядку в них.

В другому розділі виявлено, що когерентність кристалічної гратки К-фази із кристалічними гратками інших фазових складових, а також властивість К-фази знаходитися в пара- або феромагнітному цілому при структурних змінах, індукованих зовнішніми впливами.

Встановлено, що збільшення в сплаві загальної кількості К-фази і збільшення в ній ступеня атомного порядку веде до зменшення температурного коефіцієнта електричного опору.

Термічні криві DR/R (Т) мають злами при 173, 500 і 750 К. Перший злам пов'язаний з феропарамагнітним переходом в частинках К-фази і зменшенням пружних спотворень в кристалах мартенситу, другий і третій з розпадами відповідно a-мартенситу і аустеніту, в процесі яких збільшується загальна кількість впорядкованої карбідної фази в сплавах.

В сплавах з вмістом алюмінію, меншим від 8 мас. %, магнітні властивості визначаються в основному переходом _м при охолодженні, розпадом мартенситу і залишкового аустеніту на - і К-фази при нагріванні. В сплавах з вмістом алюмінію, більшим від 10 мас. %, магнітні властивості залежать в основному від переходу впорядкованої карбідної фази із пара- в феромагнітний стан (рис. 12), причому при наближенні сплавів FеА1С до стехіометричного складу К-фази температура Кюрі для К-фази зміщується в область більш високих температур.

Високі значення магнітних параметрів сплавів FеА1С обумовлено мартенситною фазою і алюмінієвим феритом. Карбідні частинки при цьому знаходяться переважно в парамагнітному стані, як і аустеніт, і забезпечують магнітну ізоляцію феромагнітних частинок.

К-фаза сплавів системи FеА1С, які використовуються для виготовлення дешевих магнітожорстких матеріалів, має значну кристалічну і магнітну анізотропію та дві температури Кюрі, нижчі від кімнатної. При охолодженні цих сплавів K-фаза переходить з пара- в феромагнітний стан, при цьому відбувається принципова зміна магнітної структури сплаву в цілому.

Природа високої магнітної енергії сплавів безпосередньо пов'язана з намагніченістю насичення К-фази: чим менша намагніченість насичення карбідної фази, тим більша магнітна енергія сплавів. Збільшення магнітострикції насичення при утворенні когерентних впорядкованих частинок К-фази і при збільшенні атомного порядку в цих частинках дає можливість зробити висновок про вплив внутрішніх напружень на збільшення коерцитивної сили.

Із аналізу рентгеноструктурних даних і термомагнітних змін виявлено, що дифузія атомів проникнення відбувається в невпорядкованих субмікрооб'ємах К-фази. При цьому значення коерцитивної сили зменшується в значно меншій мірі, ніж залишкова магнітна індукція. Це пов'язано з розпадом -мартенситу і збільшенням розмірів частинок -фази і алюмінієвого фериту.

Порівняльні дослідження магнітних властивостей і параметрів ГЦК-кристалічної структури при охолодженні та нагріванні сплавів “ферманал” і впорядкованої карбідної фази стехіометричного складу (Fe,Mn)₃AlC і Fe₃AlC показали, що магнітні характеристики карбідів, які містять марганець, мало відрізняються від магнітних характеристик К-фази, в яких марганцю немає. Виявлено, що магнітні властивості сплаву 9Г28Ю9МВБ визначаються присутністю карбіду типу (Fe,Mn)₃AlC.

Показано, що різновид і особливості орієнтаційних співвідношень a-мартенситу відносно залишкового аустеніту визначаються наявністю в кристалічних гратах аустеніту атомів заміщення (алюмінію), атомів проникнення (вуглецю), когерентних частинок (К-фази), а також пара- або феромагнітним станом останніх перед мартенситним перетворенням. Якщо повільно охолоджувати аустенітні зразки до температури рідкого азоту, то можна зафіксувати на рентгенограмах 24+48 дифракційних відображення відповідно від ізо- та атермічного мартенситів, їм буде відповідати така ж кількість полюсів на стереографічній поверхні. Виявлено, що фізична природа утворення 48 орієнтувань -мартенситу у загартованих високовуглецевих FeAl-сплавах пов'язана с параферомагнітним переходом в частинках К-фази, кристалічні грати яких відповідають антисиметричним атомним модифікаціям. Можливість переходу К-фази з парамагнітного до феромагнітного стану має додавати фізичну складову до матриці точкових перетворень антисиметрії - власних і невласних обертів. Ця ознака подвоєння кристалофізичних складових в когерентних частинках К-фази є причиною подвоєння орієнтування -мартенситу при -перетворенні.

Наявність феромагнітних когерентних включень К-фази в аустеніті визначає перетворення його ГЦК-кристалічної гратки в ОЦТ-кристалічну гратку -мартенситу у 48 кристалографічних напрямках з утворенням 48 {24(12+12)+24(12+12) дзеркально симетричних} двійникових орієнтувань мартенситу, одні з яких відповідають ОС ГТ, інші їм квазідвійникові.

При нагріванні вище за 100^оС монокристалічних зразків, які мають 48 (24+24) орієнтувань мартенситу, відбувається зворотне феропарамагнітне перетворення в когерентних частинках К-фази і зникнення в них магнітної анізотропії. Це призводить до зменшення когерентних спотворень всередині мартенситних кристалів і до утворення в них мікродвійників, орієнтування яких антисиметричне вже існуючим мартенситним орієнтуванням. Вісь с в мікродвійниках, які мають одні варіанти двійникування, стає паралельною осям а або в матричних двійників, які мають інші варіанти в системі двійникування {112}<111>. При цьому ступінь тетрагональності -мартенситу знижується.

Побудова полюсних фігур аустеніту, К-фази і -мартенситу загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів різного хімічного складу дала можливість виявити, що в цих сплавах можна зафіксувати після мартенситного перетворення відомі орієнтаційні співвідношення: КурдюмоваЗакса, ГренінгераТрояно, Нішіями. Їх послідовність при збільшенні концентрації алюмінію в сплавах така:

24 ОС КЗ ® 24 ОС ГТ ® 48 ОС ГТ ® 12Н (1)

Якщо врахувати послідовність утворення ізо- та атермічного мартенситів при охолодженні сплавів до низьких температур, то можна розширити вираз (1) і записати послідовність, яка фіксується при - 196^оС:

24 ОС КЗ ® 24 ОС ГТ ® 24 + 48 ОС ГёТ ® 48 ОС ГТ ® 12Н

При кімнатній температурі 24 дифракційних відображення від ізотермічного мартенситу співпадають із основними 24 (із 48) дифракційними відображеннями атермічного мартенситу. Встановлення між кристалічними гратками -мартенситу і залишкового аустеніту орієнтаційних співвідношень ГренінгераТрояно і Нішіями визначаються відповідно наявністю або відсутністю когерентності граток -мартенситу і частинок К-фази, які він містить у собі.

Після тривалого (більше 55 год) низькотемпературного (200^оС) відпуску загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів фіксуються орієнтаційні співвідношення, близькі до орієнтаційних співвідношень Нішіями. Зміни кількості двійникових орієнтувань мартенситу під час відпуску можна виразити наступним чином:

48 {24 (12+12) +24 (12+12)} ОС ГТ ® 24(12+12) ОС ГТ ® 12 ОС Н.

Відпуск сплавів FеАlС ініціює кристалографічні зміни, які виявляються на стереографічній проекції як віддалення полюсів мартенситу від полюсів аустеніту, злиття попарно симетричних полюсів, які відповідають 24 орієнтаційним співвідношенням ГренінгераТрояна, і зникнення їхніх двійникових попарно симетричних полюсів, а також переміщення полюсів мартенситу до положень, які відповідають орієнтаційним співвідношенням Нішіями.

В роботі показано, що зміни твердості та коерцитивної сили в загартованих високовуглецевих FeAl-сплавах під час відпуску при 200^оС і 300^оС корелюють з отриманими раніше рентгенографічними і електронографічними даними про зміни в структурі мартенситу на початкових стадіях його розпаду. За тривалості відпуску до 5 хв зменшення твердості та коерцитивної сили пов'язано із втратою когерентності між частинками К-фази і ?-мартенситом, а за тривалості від 5 до 60 хв з конкуренцією процесів впорядкування і зародження в мартенситі когерентних частинок К-фази з процесом збільшення об'ємної частки мартенситу, який розпався. Відносні і абсолютні зміни твердості в аустенітному сплаві менші, ніж зміни твердості в сплавах з мартенситною структурою. Виявлено, що порушення когерентності між ГЦК-кристалічними гратками аустеніту і частинок К-фази, які містяться в ньому, розпочинається за температур, значно менших від температури розпаду аустеніту.

Зміна концентрації алюмінію та вуглецю в високовуглецевих FeAl-сплавах спричиняє зміну меж міцності по кривій з максимумом. Це пов'язано з наявністю в сплавах -мартенситу та когерентних частинок К-фази. Температурні залежності міцності сплавів теж пов'язані з фазовими та структурними змінами в сплавах. Підвищення міцності за підвищення температури пов'язано з утворенням когерентних частинок К-фази в мартенситі та аустеніті, а релаксація когерентних спотворень, розпад мартенситу і аустеніту спричиняють появу пружної складової. У високовуглецевих сплавах типу “ферманал” межа пружності при кріогенних температурах майже не змінюється, але якщо витримати ці сплави при температурі зростання К-фази, то при кріогенних температурах в цих сплавах з'являється крихка складова. Виявлено температурні межі, за якими з'являється крихка складова

В третьому розділі показано, що зовнішні імпульсні впливи (лазерні, фрикційно-зміцнюючі, електроультразвукові) вносять деякі особливості у формування структури і властивостей загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів, пов'язані з великими швидкостями локального нагрівання і охолодження. Проте і в таких умовах сильна міжатомна взаємодія атомів заліза, алюмінію і вуглецю у впорядкованій К-фазі та збереження аналогічного їй близького атомного порядку при високих температурах продовжують значно впливати на структуру і властивості сплавів.

За допомогою рентгенографічного, електронно-мікроскопічного, радіо- та магнітометричного методів дослідження встановлено особливості змін структури і властивостей при імпульсних зовнішніх впливах на поверхню властивостей загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавів. В роботі досліджено в полі- і монокристалічних зразках зони оплавлення, білого шару, термічного загартування і відпуску, які містять впорядковану карбідну фазу змінного складу Fe_4-yAl_yC_x, залишковий аустеніт та -мартенсит, який має різну ступінь тетрагональності.

Дослідження поверхневих білих шарів, які було отримано методами фрикційно-зміцнюючої та електроультразвукової обробки на промислових сталях і сплавах, показало, що ці види імпульсної обробки не призводять до повного розчину карбідів біля поверхні зразків. Незалежно від попередньої термічної обробки в усіх сталях і сплавах після різних режимів фрикційно-зміцнюючої або електроультразвукової обробки фіксуються збільшення кількості аустенітної фази та підвищений вміст вуглецю в приповерхневому шарі. Ширина дифракційних ліній на поверхні зразків у разі фрикційно-зміцнюючої обробки збільшується в 35 разів. В сплавах з більшим вмістом вуглецю його максимальна кількість в поверхневому білому шарі теж більша. Величина мікротвердості та щільності дислокацій на поверхні зразків значно більші, ніж у глибині. Те ж саме фіксується і при електроультразвуковій обробці. Виявлено, що білий шар значно підвищує опірність зношенню поверхні в парах тертя.

В аустенітних зразках загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів після фрикційно-зміцнюючої обробки в приповерхневому шарі виявляється розвинута мартенситна структура. Цей мартенситний шар розповсюджується у глибину зразків приблизно на 300 мкм. Глибше від цього шару зберігається первинна аустенітна структура.

Мікротвердість приповерхневого шару змінюється в глибину зразків не прямолінійно. Її зміна відрізняється від зміни мікротвердості високовуглецевих сталей, не легованих алюмінієм. Наявність в початковому стані аустенітних зразків загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів когерентних матриці частинок К-фази вносить зміни в структуру приповерхневого шару після фрикційно-зміцнюючої обробки. Виявлено, що внесок когерентних спотворень від частинок К-фази в загальний енергетичний стан системи необхідно враховувати при розгляді структурних змін, пов'язаних з дефектоутворенням, дифузією легуючих елементів, зміною кількості фаз (їх диспергацією), зміною по глибині зразків напружень 1 і 2 роду. В приповерхневому шарі товщиною до 300 мкм фіксується типовий для білих шарів мартенсит. Висока мікротвердість біля поверхні визначається наявністю аустенітної фази, збагаченої вуглецем, значною дефектністю структури і напруженнями 1 і 2 роду. Максимум на глибині 200 мкм пов'язаний із запобіганням самовідпуску мартенситу в процесі швидкісного загартування. Зменшенню напружень, кількості дефектів, концентрації вуглецю, появою частково відпущеного мартенситу відповідає зменшення мікротвердості.

Безконтактне швидкісне нагрівання і охолодження також не спричиняють розчинення частинок К-фази, але вносять деякі особливості у формування структури і властивостей приповерхневого шару в зразках. Висхідна дифузія вуглецю до поверхні зразків збільшує кількість залишкового аустеніту. Наявність в приповерхневому шарі когерентності між ГЦК-кристалічною граткою К-фази і ОЦТ-кристалічною граткою -мартенситу визначає структуру, ступінь тетрагональності та орієнтування -мартенситу. Імпульсний лазерний вплив на поверхню зразків сплавів FeAlC спричиняє фрагментацію монокристалів у зоні загартування, диспергацію фазових складових в зоні розплаву, виникнення значних спотворень 1 і 2 роду. При цьому частинки впорядкованого карбіду, значно зменшуючись в розмірах, не розчиняються.

Після імпульсного лазерного впливу в торець аустенітних і аустенітно-карбідних монокристалічних зразків загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів у приповерхневій зоні фіксується декілька різних за структурою прошарків. Ці прошарки можна спостерігати рентгенографічним методом, якщо охолодити зразки до кріогенних температур. Після охолодження цих зразків нижче від М_н в них фіксується мартенсит, який відрізняється варіантами орієнтацій і ступенями тетрагональності елементарних комірок кристалічної гратки. Тобто зміни структури аустеніту в глибину зразків високовуглецевих FeAl-сплавів можна фіксувати рентгенографічним методом тільки після мартенситного перетворення. Фіксуються різні величини ширини дифракційних ліній фазових складових у цих прошарках. Структурно змінений шар в одновісних монокристалічних зразках поширюється на глибину до 4,5 мм, якщо вісь зразка співпадає з віссю [001] ГЦК-кристалічної гратки монокристала, і до 3 мм, якщо вісь зразка співпадає з віссю [111] ГЦК-кристалічної гратки монокристала. Якщо одновісний зразок має полікристалічну структуру, то її зміни при лазерній обробці менші в глибину, ніж у монокристалі. Для об'ємних полікристалічних зразків загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів глибина структурних змін менша від 1мм.

Значні залишкові термічні спотворення кристалічних граток фазових складових призводять до асиметричних спотворень орієнтаційних співвідношень. Кількість орієнтацій мартенситу різна на різних глибинах від обробленої поверхні. Фіксується асиметрія в розташуванні полюсів мартенситу на стереографічній поверхні та різна їх кількість у прошарках монокристала. Стрибкоподібна зміна ступеня тетрагональності мартенситу пояснюється порушенням когерентності між кристалічними гратками аустеніту і субмікрооб'ємів Fe_4-yAl_yC_x.

Аналіз рентгенограм і розташування полюсів тетрагонального -мартенситу сплавів Fe4%Al2%C і Fe8%Al2,5%C на стереографічних проекціях показав, що, по-перше, при лазерному впливі в торець зразків першого сплаву виникає загартований поверхневий шар товщиною 0,2 мм, в якому після охолодження зразків в рідкому азоті мартенсит не утворюється. В зразках з більшою концентрацією легуючих елементів в цьому шарі, після охолодження зразків в рідкому азоті є мартенсит з аномально високою тетрагональністю, але немає відпущеного мартенситу. Особливості структурних змін у цьому шарі вуглецю при лазерному впливі на поверхню є наслідком висхідної дифузії атомів проникнення з утворенням твердого розчину з підвищеним вмістом вуглецю. Це знижує температуру початку мартенситного перетворення для першого сплаву, а для другого сплаву виключає можливість утворення відпущеного мартенситу зі збагаченого вуглецем в процесі лазерного впливу аустеніту. По-друге, чим ближчий напрямок лазерного впливу до напрямку щільнішої упаковки атомів, тим менша величина зони термічного впливу. Наявність великої кількості впорядкованої К-фази в зразках другого сплаву також зменшує величину цієї зони. По-третє, після лазерного впливу на зразки та охолодження їх в рідкому азоті в зоні відпуску з'являється прошарок аустеніту, який не перетворюється в мартенсит. Це пов'язано зі значним зменшенням дефектів кристалічної будови (в цьому шарі аустеніт має найменшу дезорієнтацію блоків когерентного розсіяння. Четвертою особливістю є те, що в зоні термічного впливу симетрія орієнтування мартенситу порушується. Проте спостерігається деяка кореляція між зміною розташування центрів розкиду полюсів мартенситу та їх кількістю. Після “зміщення” на стереографічній проекції центрів розкиду полюсів (20.0) мартенситу з одного боку полюса (011) аустеніту на протилежний бік кількість полюсів мартенситу зменшується і зникає. Те ж саме відбувається з полюсами (002) мартенситу, центр розкиду яких “зміщується” з одного боку від полюса (001) аустеніту на протилежний бік. Виявлено, що це залежить від зміни стискуючих напружень на розтяжні.

Показано, що при імпульсній обробці структура аустеніту змінюється таким чином, що після мартенситного перетворення в високовуглецевих Fe4%Al-сплавах -мартенсит стає більш стійким до розпаду, ніж мартенсит в таких самих сплавах, але яких не піддавали зовнішнім імпульсним діям. Однією з особливостей цієї стійкості є те, що після імпульсного лазерного впливу -мартенсит в сплаві Fe8%Al2,5%C більш стійкий до розпаду, ніж -мартенсит з аномально високою тетрагональністю в сплаві Fe4%Al2%C. І навпаки, -мартенсит з високою тетрагональністю в сплаві Fe4%Al2%C більш стійкий до розпаду, ніж -мартенсит з високою тетрагональністю в сплаві Fe8%Al2,5%C. Це пов'язано з тим, що в процесі імпульсних впливів в приповерхневому шарі відбувається перерозподіл легуючих елементів в усіх фазових складових: в -мартенситі, аустеніті, К-фазі.

В роботі показано прямими радіографічними дослідженнями, що імпульсна обробка ініціює перерозподіл легуючих елементів в приповерхневому шарі зразків. Наприклад, якщо на поверхню зразків високовуглецевих FeAl-сплавів нанести радіоактивний вуглець ¹⁴С, а інший бік зразків зазнає імпульсного лазерного впливу, то за допомогою радіографічних досліджень можна зафіксувати висхідну дифузію ізотопів. Особливістю цієї дифузії є перерозподіл атомів вуглецю на макроскопічні довжини (сотні мікрон) за короткий час (декілька мілісекунд). Збільшення енергії імпульсної обробки від 5 до 20 Дж спричиняє збільшення коефіцієнтів масопереносу від 6,510^-3 до 4,910^-2 см²/с і відповідно глибини зони переносу ¹⁴С від 300 до 700 мкм. Лінійний характер залежності зміни концентрації означених атомів вздовж глибини в напрямку їх проникнення свідчить про квазіоб'ємне перенесення атомів вуглецю. Виходячи з аналізу отриманих в роботі значень коефіцієнтів висхідної дифузії атомів проникнення встановили, що при імпульсному лазерному впливі атоми проникнення дифундують до поверхні з швидкістю більшою, ніж у випадку дифузії в розплавах. Значення коефіцієнтів дифузії означених атомів заміщення на порядок менші.

Зовнішня імпульсна обробка, насамперед вплив імпульсів лазера, дає можливість фіксувати в загартованих високовуглецевих FeAl-сплавах всю еволюцію структурних змін і властивостей, які відбуваються в цих сплавах за різних нешвидкісних режимів термічного впливу. Методами електронної мікроскопії і мікроспектроскопії в приповерхневому шарі зразків зафіксовано структурні зміни, які доповнюють дані нелокальних методів досліджень. Підтверджено той факт, що вміст вуглецю значно більший від його вмісту в об'ємі. К-фаза фіксується в усьому об'ємі зразків. Ближче до поверхні в зразках аустенітних сплавів фіксуються двійниковий аустеніт і деяка кількість фазових складових, які не фіксуються рентгенівськими методами, а саме, голчастий -мартенсит, подовжені виділення з високим вмістом вуглецю і карбіди з гексагональною щільноупакованою кристалічною граткою. Глибше фіксуються в значно більшій кількості також дислокаційний і двійниковий -мартенсити. Дифракція виявляє дуже розмиті рефлекси від фазових складових. Далі від поверхні рефлекси стають чіткими. Чим більше легуючих елементів у сплаві, тим більше частинок К-фази в об'ємі зразків і тим більший об'єм самих частинок. Можна спостерігати так звану твідову структуру. В зразках сплавів з вмістом вуглецю 8 мас.% і більше фіксуються рейковий і пакетний мартенсити.

Відповідно до змін структурних факторів при імпульсній лазерній обробці зразків загартованих високовуглецевих FeAl-сплавів в приповерхневому шарі відбуваються зміни магнітних характеристик: намагніченість і залишкова індукція зменшуються, а коерцитивна сила збільшується. Значення магнітних характеристик помітно збільшуються в приповерхневому шарі зразків товщиною близько 1 мм. Значний вклад в зміни магнітних характеристик при імпульсному лазерному впливі вносять диспергація фазових складових (-, _м- і К-фаз), когерентні напруження між їхніми кристалічними гратками і напруження гартування 1 і 2 роду. Виявлено, що імпульсною лазерною обробкою поверхні (з перекриттям плям) невеликих зразків загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавів можна замінити тривалу термомеханічну обробку для підвищення слабкої магнітної жорсткості та отримувати прийнятний для промислового призначення комплекс магнітних характеристик (збільшення коерцитивної сили вдвоє при практично незмінних намагніченості насичення та залишковій магнітній індукції).

ОСНОВНІ РЕЗУЛЬТАТИ ТА ВИСНОВКИ

1. В роботі виявлено, що залізо, алюміній і вуглець утворюють стійкі атомні модифікації із сильним міжатомним зв'язком. Саме особливості електронної взаємодії між цими атомами (значна гібридизація d-електронів атомів заліза з p-електронами атомів алюмінію і вуглецю) визначають фізичну природу утворення упорядкованої карбідної фази змінного складу. Ця ключова обставина впливає на еволюцію фазових і структурних змін у системі FeAlC, якщо це стосується конденсованого стану.

Так, з аналізу розрахованої методами Х-РВ і ЛМТО електронної структури модельних кластерів і атомних модифікацій нескінченних розмірів, зроблено висновок про посилення міжатомної взаємодії в К-фазі при збільшенні в ній концентрацій атомів алюмінію і вуглецю, а також про можливість існування цієї фази в широкому концентраційному інтервалі в конденсованому стані. Показано можливість перебування К-фази в пара- або у феромагнітному станах у залежності від хімічного складу сплаву. Отримано експериментальні підтвердження цих висновків.

2. За допомогою методу рентгенівської дифракції виявлено існування атомних мікроугруповань із близьким порядком типу перовскитів Fe₃AlС у розплавах. Виявлено, що наявність атомів алюмінію в розплаві сприяє найбільш щільному найближчому оточенню атомів вуглецю атомами заліза й одночасно посиленню взаємодії атомів заліза з атомами алюмінію в таких мікроугрупованнях. У розплавах при збільшенні кількості алюмінію кількість мікроугруповань із ближнім атомним порядком типу перовскитів збільшується.

3. Методами мессбауерівської спектроскопії і рентгенівського аналізу електролітично екстрагованих порошків К-фази із твердого розчину сплавів системи FeAlC підтверджено наявність атомного і магнітного впорядкування, що було виявлено розрахунками з перших принципів. Виявлено збільшення параметрів атомного і магнітного порядку в K-фазі при зростанні концентрацій алюмінію і вуглецю. Показано, що магнітна структура і близький атомний порядок K-фази неоднорідні за будь-яких концентрацій легуючих елементів, що відповідають діаграмі станів. Доведено, що більш вірно позначати упорядковану карбідну фазу перемінного складу у вигляді Fe_4-уAl_уС_х замість раніше прийнятого в літературі Fe₃AlС_х.

4. На основі аналізу результатів рентгенографічних і магнітометричних досліджень екстрагованої К-фази показано, що в широкому температурному інтервалі упорядкована карбідна фаза системи FеА1С може знаходитись у субструктурних станах з різними хімічним складом і величинами параметрів атомного порядку, яким відповідають три температури Кюрі: ₁ = 100°С, ₂ = 0°С и ₃ = 240°С. Наявність цих температур спричиняється трьома субструктурними станами К-фази, в яких переважають відповідно конфігурації залізних атомів з трьома усередненими кутами нахилу магнітних моментів. З цим припущенням добре узгоджуються основні магнітні характеристики цих субструктурних станів.

Таким чином, встановлені особливості електронної взаємодії атомів заліза, алюмінію і вуглецю призводять до утворення у розплавах стійкого близького атомного порядку типу Fe_4-уAl_уС_х. У твердому стані утворюється аналогічний далекий атомний порядок. Кристалізація розплавів з будь-якими швидкостями призводить до утворення квазівпорядкованого розташування впорядкованих субмікрооб'ємів чи частинок К-фази у твердому розчині. Зменшення швидкості загартування і збільшення концентрацій алюмінію і вуглецю призводять до збільшення кількості і об'єму частинок К-фази, а також параметру далекого атомного порядку в них.