Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки

Показано, что уровень внешних напряжений и ориентация оси монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей определяют тип развивающейся дислокационной структуры, механизм деформации (скольжение), γ-ε-α-мартенситное превращение (МП) и коэффициент деформационного упрочнения Θ. Физическая причина ориентац...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2003
Hauptverfasser:	Киреева, И.В., Чумляков, Ю.И., Лузгинова, Н.В., Кириллов, В.А.
Format:	Artikel
Sprache:	Russian
Veröffentlicht:	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України 2003
Schriftenreihe:	Физика и техника высоких давлений
Online Zugang:	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/168009
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки / И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Н.В. Лузгинова, В.А. Кириллов // Физика и техника высоких давлений. — 2003. — Т. 13, № 3. — С. 68-83. — Бібліогр.: 23 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	irk-123456789-168009
record_format	dspace
spelling	irk-123456789-1680092020-04-19T01:26:03Z Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки Киреева, И.В. Чумляков, Ю.И. Лузгинова, Н.В. Кириллов, В.А. Показано, что уровень внешних напряжений и ориентация оси монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей определяют тип развивающейся дислокационной структуры, механизм деформации (скольжение), γ-ε-α-мартенситное превращение (МП) и коэффициент деформационного упрочнения Θ. Физическая причина ориентационной зависимости связана с влиянием поля внешних напряжений на величину расщепления полной дислокации a/2<110> на частичные дислокации Шокли a/6<211> It has been shown that the level of external stresses and single crystal axis orientations determine the type of developing dislocation structure, deformation mechanism (slip), γ-ε-α martensite transformation (MT), and work-hardening coefficient Θ. The physical reason of orientation dependence is associated with the influence of external stresses on the value of dissociation of perfect dislocation а/2<110> into partial Shockley’s dislocations а/6<211>. 2003 Article Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки / И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Н.В. Лузгинова, В.А. Кириллов // Физика и техника высоких давлений. — 2003. — Т. 13, № 3. — С. 68-83. — Бібліогр.: 23 назв. — рос. 0868-5924 PACS: 81.30.Kf, 81.40.Ef, 62.20.-x http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/168009 ru Физика и техника высоких давлений Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Russian
description	Показано, что уровень внешних напряжений и ориентация оси монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей определяют тип развивающейся дислокационной структуры, механизм деформации (скольжение), γ-ε-α-мартенситное превращение (МП) и коэффициент деформационного упрочнения Θ. Физическая причина ориентационной зависимости связана с влиянием поля внешних напряжений на величину расщепления полной дислокации a/2<110> на частичные дислокации Шокли a/6<211>
format	Article
author	Киреева, И.В. Чумляков, Ю.И. Лузгинова, Н.В. Кириллов, В.А.
spellingShingle	Киреева, И.В. Чумляков, Ю.И. Лузгинова, Н.В. Кириллов, В.А. Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки Физика и техника высоких давлений
author_facet	Киреева, И.В. Чумляков, Ю.И. Лузгинова, Н.В. Кириллов, В.А.
author_sort	Киреева, И.В.
title	Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки
title_short	Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки
title_full	Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки
title_fullStr	Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки
title_full_unstemmed	Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки
title_sort	мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки
publisher	Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
publishDate	2003
url	http://dspace.nbuv.gov.ua/handle/123456789/168009
citation_txt	Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки / И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Н.В. Лузгинова, В.А. Кириллов // Физика и техника высоких давлений. — 2003. — Т. 13, № 3. — С. 68-83. — Бібліогр.: 23 назв. — рос.
series	Физика и техника высоких давлений
work_keys_str_mv	AT kireevaiv martensitnyegeaprevraŝeniâpriplastičeskojdeformaciimonokristallovaustenitnojneržaveûŝejstalisnizkojénergiejdefektaupakovki AT čumlâkovûi martensitnyegeaprevraŝeniâpriplastičeskojdeformaciimonokristallovaustenitnojneržaveûŝejstalisnizkojénergiejdefektaupakovki AT luzginovanv martensitnyegeaprevraŝeniâpriplastičeskojdeformaciimonokristallovaustenitnojneržaveûŝejstalisnizkojénergiejdefektaupakovki AT kirillovva martensitnyegeaprevraŝeniâpriplastičeskojdeformaciimonokristallovaustenitnojneržaveûŝejstalisnizkojénergiejdefektaupakovki
first_indexed	2025-07-15T02:15:28Z
last_indexed	2025-07-15T02:15:28Z
_version_	1837677599752454144
fulltext	Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 68 PACS: 81.30.Kf, 81.40.Ef, 62.20.x И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Н.В. Лузгинова, В.А. Кириллов МАРТЕНСИТНЫЕ -ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ МОНОКРИСТАЛЛОВ АУСТЕНИТНОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ С НИЗКОЙ ЭНЕРГИЕЙ ДЕФЕКТА УПАКОВКИ Сибирский физико-технический институт Россия, 634050, г. Томск, пл. Новособорная, 1 E-mail: kireeva@spti.tsu.ru Статья поступила в редакцию 27 июня 2003 года Показано, что уровень внешних напряжений и ориентация оси монокристаллов ау- стенитных нержавеющих сталей определяют тип развивающейся дислокационной структуры, механизм деформации (скольжение), -мартенситное превращение (МП) и коэффициент деформационного упрочнения . Физическая причина ориен- тационной зависимости связана с влиянием поля внешних напряжений на величину расщепления полной дислокации a/2110 на частичные дислокации Шокли a/6211. Введение Известно, что сочетание низкой энергии дефекта упаковки 0 = 0.0100.025 J/m2 с высоким уровнем деформирующих напряжений за счет легирования азотом и понижения температуры испытания до 77 K приводит к появлению ориентационной зависимости критических скалывающих напря- жений cr типа развивающейся дислокационной структуры (планарной или ячеистой), расщепления полной а/2110-дислокации на частичные дислока- ции Шокли а/6211, а также к смене механизма деформации от скольжения к двойникованию [16]. Физическая причина ориентационной зависимости механических свойств и типа дислокационной структуры связана с воздейст- вием поля внешних напряжений  на величину расщепления а/2110- дислокаций на частичные дислокации Шокли а/6211 при сохранении скольжения и двойникования основным механизмом деформации [1,36]. Анализ развития дислокационной структуры, механического двойникова- ния, - и -МП под нагрузкой в поликристаллах метастабильных аусте- нитных нержавеющих сталей с 0  0.025 J/m2 показал, что ориентация зерен относительно приложенной нагрузки и способ деформации (растяже- ние/сжатие) оказываются важными параметрами, контролирующими процес- Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 69 сы деформации [2,79]. Во-первых, при растяжении при T = 300 K в зернах, ориентированных вдоль оси растяжения в кристаллографических направле- ниях ]111[ , [011] относительно приложенной нагрузки, дислокационная структура оказывается планарной и состоит из плоских скоплений дислока- ций, мультиполей. Дислокации а/2110 расщеплены на частичные дислока- ции Шокли а/6211, наблюдаются дефекты упаковки (ДУ) и двойники. В зернах, ориентированных вдоль [001]-направления, наблюдается ячеистая структура, расщепление дислокаций и двойникование не обнаружены. Во- вторых, при Т < 300 K в зернах, ориентированных вдоль ]111[ -, [011]- направлений, -МП наблюдается с ранних стадий деформации, затем в пластинах -мартенсита происходит зарождение -мартенсита. С понижени- ем температуры испытания объемная доля -мартенсита увеличивается. В зернах, ориентированных вдоль [001]-направления, -мартенсит не обнару- жен и -МП начинается при  > 20%, объемная доля -мартенсита значи- тельно меньше, чем в зернах, ориентированных вдоль ]111[ -, [011]- направлений [2,79]. В настоящей работе идея расщепления скользящих дислокаций а/2110 на частичные дислокации Шокли а/6211 применяется для метастабильных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей Fe18% Cr12% Ni3% Mo1.2% Mn (I) и Fe17% Cr12% Ni2% Mn0.75% Si (II) (wt.%), которые в поликристаллическом состоянии при Т < 300 K могут испытывать в процессе деформации -МП. Здесь -фаза представляет собой ГЦК-решетку,   ГПУ-фазу,   ОЦК-мартенситную фазу. Поскольку для -МП и для двой- никования в -фазе значения фактора Шмида для систем а/6211(111) опре- деляют развитие -МП и двойникования, то в работе для исследования были выбраны ориентации ]111[ , [011], ]231[ , [012]. Такой выбор определялся следующими соображениями. В ориентациях [011], ]111[ mtw/msl > 1, где mtw, msl – соответственно факторы Шмида для двойникования и скольжения. В ]111[ -ориентации можно ожидать действия множественного скольжения и двойникования, тогда как в [011]-ориентации – действия одной системы скольжения и двойникования. Для ориентаций ]231[ , [012] mtw/msl  1, и эти ориентации имеют максимальные факторы Шмида для действия одной сис- темы скольжения. На рис. 1,а представлены значения факторов Шмида для скольжения msl; на рис. 1,б  для деформации двойникованием m1 с образова- нием ДУ вычитания с вектором Бюргерса частичной дислокации b1 = a/6 ]112[ ; на рис. 1,в  m2-фактор Шмида для ведомой дислокации Шокли b2 = a/6 ]211[ , на которые расщепляется полная дислокация b по реакции Хай- денрайхаШокли [10]: 21 bbb  , a/2 ]011[ = a/6 ]112[ + a/6 ]211[ . (1) Для фактора Q = (m2  m1)/2, определяющего дополнительное изменение ве- Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 70 личины расщепления дислокаций в поле внешних напряжений (рис. 1,г), со- ответственно изменяется эффективная энергия дефекта упаковки eff [1]: 1 12 0eff 2 b mm    . (2) Здесь 0 – величина энергии дефекта упаковки, которая зависит от состава сплава, температуры деформации;  – приложенные к кристаллу осевые на- пряжения; b1  вектор Бюргерса частичной дислокации Шокли а/6211; ()  соответственно для деформаций растяжением и сжатием [1]. а б в г Рис. 1. Контуры факторов Шмида для первичной системы скольжения )111( [011] при растяжении: а – для полной дислокации; б, в – для ведущей ]112[ и ведомой ]211[ частичных дислокаций Шокли соответственно; г  ориентационный фактор Q = (m2  m1)/2 для двух частичных дислокаций [1] Предполагалось, что изменением ориентации оси растяжения монокри- сталлов метастабильных аустенитных нержавеющих сталей I и II и вариацией температуры испытания 77 < T < 300 K можно будет управлять типом дисло- кационной структуры и последовательностью -МП. С этой целью ис- следовали эволюцию дислокационной структуры, прецессию оси кристаллов, Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 71 фазовый состав -, - и -фаз в зависимости от степени деформации, темпера- туры испытания, ориентации кристаллов при деформации растяжением. Монокристаллы аустенитных нержавеющих сталей I и II выращивали ме- тодом Бриджмена с использованием затравок в тиглях из окиси магния в ат- мосфере гелия. Образцы для растяжения в форме двойных лопаток с рабочей частью 1831.5 mm вырезали на электроискровом станке в гониометре. По- врежденный поверхностный слой удаляли путем механической шлифовки и электролитической полировки в растворе состава 0.2 kg H3HO4 + + 0.05 kg СrO3. Образцы закаливали в воде после выдержки в атмосфере ге- лия в течение 3600 s при 1373 K. Ориентацию кристаллов и ее изменение при пластической деформации растяжением через каждые 510% деформации определяли на дифрактометре ДРОН-3М. Рентгеновское удлинение (l/l0)X- ray рассчитывали по изменению ориентации оси кристалла в предположении, что имеет место лишь одиночное скольжение, двойникование или -МП, по формуле 1 sin sin 0     , где  = l/l0 [11]. Электронно-микроскопические исследования проводили на электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении U = 125 kV. Тонкие фоль- ги для данных исследований готовили из образцов после механических ис- пытаний методом струйной полировки с использованием специальной уста- новки для полировки металлических фольг ПТФ при напряжении на поли- рующей ячейке U = 2030 V и T = 283 K в электролите состава 80% метило- вого спирта + 20% H2SO4. Энергию дефекта упаковки 0 в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей I и II оценивали по методике наблюдения тройных узлов дислокационной сетки после деформации по Рис. 2. Кривые течения 11]1[ -монокристаллов аустенитной нержавеющей стали II при деформации растяжением: 1  T = 300 K; 2 – Т = 77 K Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 72 формуле W Gb213.0  [12], где W – ширина узла; G – модуль сдвига (G = = 86 GPа при Т = 77 K и G = 80 GPа при Т =300 K [13]). Механические испы- тания проводили при  = 4·10 s1 на автоматизированной установке типа «Поляни» при T = 77300 K. Результаты эксперимента и их обсуждение На рис. 2, 3 приведены кривые течения при деформации растяжением ]111[ -, [011]-, ]231[ -, [012]-монокристаллов сталей I и II в координатах  в зависимости от температуры испытания Т = 77300 K. Видно, что од- нородное удлинение и величина коэффициента деформационного упроч- а б в г А Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 73 а б в г Б а б в г В Рис. 3. Кривые течения и прецессия оси кристалла при деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали II ориентации [011] (А) и стали I ориентаций ]231[ (Б) и [012] (В): а – кривая 1 – Т = 300 K; кривая 2 – Т = 77 K; б, в – прецессия оси кри- сталла соответственно при Т = 300 и 77 K; г – соотношение между деформацией за- данной ехр и рассчитанной X-ray по данным рентгеновского измерения. Цифры на кривой течения показывают деформацию, при которой измерялась прецессия оси кристалла Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 74 нения  = d/d на линейной стадии упрочнения зависят от ориентации оси кристалла и температуры испытания T. В указанных кристаллах при T = 300 K кривые течения имеют типичный для ГЦК-кристаллов вид. В [011]-, ]231[ -, [012]-кристаллах, ориентирован- ных для одиночного скольжения, наблюдаются три стадии упрочнения: I  легкого скольжения, II  линейная и III  динамического возврата (рис. 3, кривые 1) [11,14]. Коэффициент деформационного упрочнения /G при T = = 300 K для соответствующей стадии пластического течения хорошо согла- суется с I/G и II/G (таблица), полученными ранее для чистых ГЦК- кристаллов и их сплавов замещения [11,14,15]. Исследование прецессии оси [011]-, ]231[ -, [012]-кристаллов при дефор- мации показывает, что пластическое течение происходит в первичной систе- ме скольжения ]011[ (111), ось кристалла при деформации движется в на- правлении ]011[ , соответствующем направлению скольжения в первичной системе скольжения ]011[ (111), которая является основной действующей системой скольжения (рис. 3, изображения б). Вклад вторичных систем скольжения в общее удлинение оказывается незначительным. Сравнение экспериментально заданных значений деформации exp с рассчитанными по прецессии оси кристалла значениями деформации X-ray показывает, что сдвиг в основном реализуется в первичной системе скольжения ]011[ (111) и потери на действие вторичных систем оказываются порядка 1520% (рис. 3,А,г и 3,Б,г, кривые 1). Таким образом, экспериментально по исследованию прецессии оси кри- сталла показано, что в [011]-, ]231[ -, [012]-кристаллах при T = 300 K величи- на II определяется скольжением. Это подтверждается изучением дислока- ционной структуры. Детальное исследование дислокационной структуры ]111[ -, [011]-, ]231[ -, [012]-кристаллов обнаруживает ряд особенностей. Так, в ]111[ -кристаллах при малых деформациях ( = 5%) наблюдаются плоские скопления дислокаций и ДУ, полные дислокации а/2110 расщеплены на частичные дислокации Шокли а/6211. Дислокационная структура является планарной. Увеличение деформации ( > 5%) в ]111[ -кристаллах приводит к быстрому изменению дислокационной структуры от планарной к ячеистой и, наконец, при  = 18% обнаруживается двойникование. В [011]-кристаллах плоские скопления дислокаций наблюдаются при   10%. Расщепленные дислокации и ДУ появляются при бóльших деформациях ( > 15%) по сравнению с ]111[ -кристаллами. В [012]-, ]231[ -кристаллах ДУ и расщепление дислокаций а/2110 на частичные дислокации Шокли а/6211 не обнаружены до  = 40% (рис. 4). Понижение температуры испы- тания до 77 K усиливает планарный характер дислокационной структуры и ее зависимость от ориентации оси кристалла. Так, при   3% в ]111[ - кристаллах плоские скопления дислокаций становятся более мощными, ДУ и расщепление дислокаций а/2110 на частичные дислокации Шокли а/6211 наблюдаются с самого начала деформации по сравнению со случаем Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 75 при Т = 300 K. В [011]-, ]231[ -, [012]-кристаллах при   3% дислокацион- ная структура планарная, но ДУ и расщепление дислокаций а/2110 на час- тичные дислокации Шокли а/6211 не обнаружены. Увеличение деформации (  3%) при Т = 77 K приводит к появлению новых особенностей дислока- ционной структуры и механизмов деформации монокристаллов данных ста- лей, которые будут рассмотрены ниже. а б в Итак, экспериментально показано, что при T = 77300 K дислокационная структура в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали с низкой 0 при малых деформациях  = 310% зависит от ориентации оси кристалла. Различие в дислокационной структуре ]111[ -, [011]-, ]231[ -, [012]- кристаллов при 300 K может быть объяснено с позиций влияния внешних напряжений на величину расщепления d дислокаций. Согласно соотношению (2) eff 2 1 8  Gb d . Это значит, что в ]111[ -, [011]-ориентациях, в которых eff в поле внешних напряжений уменьшается относительно равновесной 0 (таб- лица), величина расщепления дислокаций d будет увеличиваться. Таким об- разом, образование плоских скоплений, ДУ и двойников при T = 300 K мож- но рассматривать как доказательство подавления процессов поперечного скольжения дислокаций в этих ориентациях на ранних стадиях деформации, что, в свою очередь, приводит к образованию планарной структуры [1,1618]. В ]231[ -, [012]-ориентациях eff увеличивается относительно ]111[ -, [011]-ориентаций (таблица), следовательно, величина расщепления дислокаций d уменьшается. Поэтому в данных кристаллах не наблюдаются Рис. 4. Дислокационная структура монокристаллов аустенитной не- ржавеющей стали I при растяжении; T = 300 K; а – ориентация 11]1[ ,  = 5%; б – [011],  = 10%; в – ]231[ ,  = 10% Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 76 расщепление дислокаций а/2110 на частичные дислокации Шокли а/6211 и ДУ, реализуется поперечное скольжение и образуется ячеистая структура [16]. Итак, при T = 300 K влияние ориентации оси кристалла на величину рас- щепления а/2110 полной дислокации на частичные дислокации Шокли а/6211 может быть описано соотношением (2), которое показывает, что ориентация оси кристалла и уровень напряжений  являются важными фак- торами, определяющими развитие дислокационной структуры. При T = 77 K в ]111[ -, [011]-, ]231[ -, [012]-кристаллах аустенитных не- ржавеющих сталей обнаружено необычное поведение при деформации для ГЦК-чистых металлов. С самого начала пластическое течение в ]111[ - кристаллах реализуется с высоким II/G (см. рис. 2, кривая 2). В [011]- кристаллах при T = 77 K на кривой течения наблюдается зуб текучести, после которого деформация до  = 13% развивается полосой Людерса с  = 0. Да- лее при  > 13% деформация на стадии II линейного упрочнения протекает с высоким коэффициентом II/G (рис. 3,А,a, кривая 2; таблица), который пре- вышает коэффициенты, наблюдаемые при множественном скольжении ГЦК- кристаллов [11,14,15]. Тем не менее шестикратное увеличение II/G при Т = 77 K в [011]-кристаллах по сравнению с II/G при Т = 300 K не приводит к снижению пластичности при Т = 77 K. В ]231[ -кристаллах при Т = 77 K на -кривой выделяются три стадии пластического течения (рис. 3,Б,а, кривая 2). При  > 15% наблюдается уве- личение II относительно T = 300 K и II/G становится равным 12·10. С самого начала пластическое течение [012]-кристаллов при T = 77 K раз- вивается полосой Людерса с  = 0 после зуба текучести. При  > 18% дефор- мация на стадии II линейного упрочнения протекает с высоким коэффициен- том II, который оказывается близким к таковому при Т = 300 K и не превы- шает наблюдаемые ранее при множественном скольжении ГЦК-кристаллов и их сплавов замещения (рис. 3,В,а, кривая 2; таблица) [11,14,15]. При  > 70% пластическая деформация [012]-кристаллов характеризуется ростом  и зна- чение /G становится равным 4.9·10, что в 1.5 раза превышает его величи- ну на стадии II линейного упрочнения этих кристаллов. Пластичность [012]- кристаллов при Т = 77 K увеличивается в 2 раза относительно Т = 300 K и составляет 115% (рис. 3,В,а, кривая 2; таблица). Итак, при T = 77 K в ]111[ -, [011]-, ]231[ -монокристаллах сталей с низкой 0 на стадии линейного упрочнения наблюдается рост значения II/G, кото- рое в 56 раз превышает значения, обычно наблюдаемые в кристаллах на II стадии деформации при скольжении. В [012]-кристаллах понижение темпе- ратуры испытания слабо влияет на изменение II/G относительно T = 300 K. Для выяснения физической причины высоких значений II/G при T = = 77 K в ]111[ -, [011]-, ]231[ -кристаллах и слабого влияния температуры на II/G в [012]-кристаллах проведены исследования дислокационной структу- ры, фазового состава (, , ) и прецессии оси кристалла. Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 77 Изучение прецессии оси кристалла при пластической деформации в [012]-, ]231[ -кристаллах показывает, что ось кристалла вначале движется по боль- шому кругу, проходящему через полюс ]011[ , который является направлени- ем скольжения в первичной системе ]011[ (111). При достижении осью кри- сталла симметрали [001] ]111[ прецессия в [012]-кристаллах происходит в направлении ]011[ (рис. 3,В,в), а в ]231[ -кристаллах  в направлении ]112[ (рис. 3,Б,в). Аналогичное поведение прецессии оси кристалла при достиже- нии осью симметрали [001] ]111[ от скольжения в направлении ]011[ к двойникованию в направлении 11]2[ обнаружено нами в ]231[ -, ]221[ - монокристаллах аустенитной нержавеющей стали с азотом CN = 0.3 mass% при T = 300 K и в кристаллах серебра [19,20]. В [011]-кристаллах с самого начала деформации ось кристалла движется по большому кругу, проходяще- му через полюс 11]2[ , который является направлением двойникования в пер- вичной плоскости двойникования 11]2[ (111) (рис. 3,А,в). Поскольку механи- ческое двойникование и мартенситное -превращение в ГЦК-кристаллах реализуются движением дислокаций Шокли а/6211 (в первом случае в каж- дой плотноупакованной плоскости (111), а во втором – через одну атомную плоскость [10]), то нельзя однозначно утверждать, что перемещение оси кри- сталла в направлении 11]2[ в [011]- и ]231[ -кристаллах связано только с двойникованием. В ]111[ -кристаллах прецессия оси кристалла отсутствует. Электронно-микроскопические исследования показали, что в [011]- кристаллах полоса Людерса связана с зарождением и ростом -мартенсита в одной системе 11]2[ (111) (рис. 5,а). При  > 12% -МП происходит в двух системах, а при  > 20% в полосах -мартенсита наблюдается -мартенсит (рис. 5), который обнаруживается металлографически на по- верхности образца (рис. 6). Анализ микродифракции от -фазы и -, - мартенситных фаз показывает, что - и -фазы находятся в ориентационном соотношении ]11[0 \|\| ]0121[ ; - и -фазы  в соотношении ]011[ \|\| ]111[ , которое оказывается соотношением КурдюмоваЗакса [21]. В ]111[ -кристаллах пластическое течение при  = 13% происходит двойнико- ванием и -МП одновременно. При  > 15% обнаруживается -мар- Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 78 а б в г д Рис. 5. Дислокационная структура [011]-монокристаллов аустенитной нержавеющей стали II при деформации растяжением при Т = 77 K: а – дефекты упаковки,  = 3%; б – светлое поле, -мартенсит, деформация  = 24%; в – темное поле (б) в рефлексе - мартенсита, деформация  = 24%; г  светлое поле, -мартенсит в пластинах -мартенсита, деформация  = 24%: 1  -фаза, 2  -мартенсит, 3  -мартенсит; д – микродифракция (г) а б Рис. 6. Металлографическая картина наблюдения -мартенсита при растяжении вдоль [011]-направления на поверхности образца при Т = 77 K: а – деформация  = = 24%; б – свежие следы после деформации  = 24% тенсит. В ]231[ -кристаллах начало пластического течения связано со сколь- Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 79 жением. Электронно-микроскопически наблюдаются плоские скопления дислокаций в одной системе. С увеличением деформации плотность дисло- каций растет. При  = 15% обнаружено образование пластин -мартенсита в одной системе, а при  > 20%  уже в двух системах, которые пересекаются друг с другом. В [012]-кристаллах до  < 70% скольжение яв- ляется основным механизмом деформации, а увеличение  при  > 70% свя- зано с развитием -МП. Таким образом, на примере ориентаций ]111[ -, [011]-, ]231[ -моно- кристаллов аустенитных нержавеющих сталей с низкой 0 установлено, что высокие значения II/G для кристаллов [011], ]231[ , ориентированных для одиночного скольжения и ]111[ – для множественного при Т = 77 K связаны с -МП и взаимодействием вариантов - и -мартенсита друг с другом и с двойникованием. Вклад вторичной системы -мартенсита в формоизмене- ние оказывается существенным, о чем свидетельствует сравнение экспери- ментально заданных значений деформации exp с рассчитанными по прецессии оси кристалла значениями деформации X-ray (рис. 3,А,г и 3,Б,г, кривые 2). Однако, как показывают электронно-микроскопические исследования и изучение прецессии оси кристалла, деформация, при которой начинается -МП, при Т = 77 K оказывается зависящей от ориентации оси кристалла. Так, в ]111[ -, [011]-монокристаллах -МП имеет место почти с самого на- чала пластического течения при  = 13%, в ]231[ -кристаллах  после значи- тельной деформации скольжением ( = 15%), в [012]-кристаллах  при  > 70%. Объяснить ориентационную зависимость появления -МП в монокри- сталлах аустенитных нержавеющих сталей при Т = 77 K можно по аналогии с ориентационной зависимостью деформации двойникованием в ГЦК- кристаллах [8,20,22]. Во-первых, экспериментально было установлено, что с понижением температуры испытания 0 уменьшается от 0.025 J/m2 при Т = = 300 K до 0.014 J/m2 при Т = 77 K [4,16], что должно способствовать более легкому расщеплению дислокаций а/2110 на частичные дислокации Шокли а/6211 по реакции (1) и, следовательно, зарождению -фазы. Во-вторых, поскольку сдвиг при -МП 42q оказывается меньше сдвига при двойниковании, который равен 22tw q , то это означает, что при низкой величине 0 -МП будет протекать легче и при меньших напряжениях, чем двойникование [810]. В-третьих, согласно соотношению (2) полная дисло- кация а/2110, расщепленная на частичные дислокации Шокли а/6211 с образованием ДУ вычитания между ними, изменяет свое расщепление в поле внешних напряжений [1]. Из рис. 1, на котором представлены значения m1, m2 и Q, следует, что при деформации растяжением eff увеличивается при изменении ориентации оси кристалла от ]111[ , [011] к [001]. Результаты оценок eff в зависимости от ориентации кристалла и температуры испытания представлены в таблице. Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 80 Видно, что достижение высокого уровня напряжений и уменьшение 0 при понижении Т испытания в ]111[ -, [011]-кристаллах приводит к тому, что eff в соотношении (2) стремится к нулю. Это можно рассматривать как потерю устойчивости полной дислокации а/2110 к расщеплению на частичные дис- локации Шокли а/6211 в ориентациях ]111[ , [011], как в высокопрочных монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с азотом [36,16]. Образование ДУ и пластин -мартенсита с самого начала пластиче- ского течения может происходить по механизму «скользящего источника», когда зародыш -мартенсита появляется из дислокаций а/2110, расщеплен- ных на частичные дислокации Шокли а/6211, в поле внешних напряжений по реакции (1) [23]. В результате возникают ДУ вычитания и слой -фазы [10]. Дальнейший рост -мартенсита и двойников может происходить за счет наложения дефектов упаковки, возникающих по такому же механизму. По- скольку образование -мартенсита является промежуточным этапом для об- разования -мартенсита, то в ]111[ -, [011]-кристаллах -МП наблюдается при малых деформациях ( = 1315%). Отклонение от [011]-, ]111[ -ориентаций к ]231[ приводит к уменьшению фактора Q (см. рис. 1) и, следовательно, к уменьшению величины полоски дефекта упаковки между двумя частичными дислокациями Шокли а/6211 в поле внешних напряжений. Это значит, что eff в ]231[ -кристаллах будет увеличиваться по сравнению с [011]-кристаллами (таблица) и данный факт будет способствовать подавлению образования пластин -мартенсита с само- го начала пластического течения. Поэтому переход к -МП в ]231[ - кристаллах наблюдается при  > 15%, когда ось кристалла оказывается близ- кой к симметрали [001] ]111[ , и необходимые условия для образования - мартенсита, как и ранее отмечалось для двойникования в низкопрочных ГЦК-кристаллах, достигаются при активации множественного скольжения при достижении осью кристалла симметрали [001] ]111[ [22]. Наконец, в [012]-кристаллах Q = 0 и не изменяется при прецессии оси кристалла (см. рис. 1,г). Следовательно, эти ориентации оказываются самыми неблагоприятными для действия «скользящего источника» ДУ, когда по- следние возникают за счет расщепления полной дислокации b на две частич- ные Шокли b1 и b2 по реакции (1). Поэтому деформация скольжением, пред- шествующая -МП, составляет 70% в этой ориентации и -МП происхо- дит при достижении осью кристалла симметрали [001] ]111[ , как и при де- формации двойникованием в низкопрочных ГЦК-кристаллах [20,22]. Повышение T испытания до 300 K увеличивает 0 и уменьшает cr почти в 2 раза по сравнению с Т = 77 K (таблица). Следовательно, согласно (2) eff возрастает, что ослабляет силовое воздействие на величину расщепления дислокаций и, таким образом, подавляет образование -мартенсита; дефор- мация происходит скольжением. Вся совокупность полученных в работе экспериментальных данных и ранее проведенные исследования [35,8] позволяют сделать следующие выводы. Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 81 1. В монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей  и II при T = = 300 K обнаружена ориентационная зависимость типа дислокационной структуры. В ]111[ -, [011]-кристаллах выявлены дефекты упаковки, планар- ный тип дислокационной структуры, а/2110-дислокации, расщепленные на частичные дислокации Шокли а/6211. В [012]-, ]231[ -кристаллах эффектов расщепления дислокаций в дислокационной структуре не наблюдается. Это объясняется влиянием внешних приложенных напряжений на величину рас- щепления а/2110-дислокаций на частичные дислокации Шокли а/6211. 2. При Т = 77 K в кристаллах аустенитных нержавеющих сталей  и II об- наружены -МП под нагрузкой. В ]111[ -, [011]-кристаллах -мартенсит образуется после небольшой деформации скольжением  = = 13%, в ]231[  после  > 15%, в [012]   = 70%. Предполагается, что - МП, как и двойникование в ГЦК-кристаллах с низкой 0, определяется соот- ношением факторов Шмида для двойникования mtw, скольжения msl и факто- ра Q = (m2  m1)/2, который определяет расщепление полных дислокаций а/2110 на частичные дислокации Шокли а/6211 в зависимости от ориен- тации кристаллов, величины внешних приложенных напряжений и равновес- ной энергии дефекта упаковки 0. 3. В [011]-кристаллах для -мартенсита установлено ориентационное со- отношение ]11[0  ]0121[ , для -мартенсита – соотношение Курдюмо- ваЗакса ]011[  ]111[ . Кристаллы -мартенсита зарождаются преимущест- венно в пластинах -мартенсита. 4. Высокие значения II/G при Т = 77 K в [011]-, ]231[ -кристаллах связа- ны с развитием -МП на линейной стадии упрочнения в двух системах с последующим -МП. Уменьшение II/G в этих кристаллах в 6 раз при де- формации при T = 300 K связано с подавлением -МП и с развитием де- формации скольжением. Работа выполнена при финансовой поддержке гранта 04-02-02 Фонда под- держки фундаментальных исследований ОАО «ММК», ИТЦ «Аусферр» и ФниО «Интелс». 1. S.M. Copley, B.H. Kear, Acta Met. 16, 231 (1968). 2. J.F. Breedis, W.D. Robertson, Acta Met. 11, 547 (1963). 3. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, А.Д. Коротаев, ФММ № 4, 153 (1992). 4. И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Н.В. Лузгинова, ФММ 93, № 4, 88 (2002). 5. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, С.П. Ефименко, О.В. Иванова, А.Д. Коротаев, Е.В. Чепель, ДАН СССР 340, 486 (1995). 6. Ю.И. Чумляков, И.В. Киреева, А.Д. Коротаев, Е.И. Литвинова, Ю.Л. Зуев, Изв. вузов. Физика ¹ 3, 5 (1996). 7. H.J. Kestenbach, Phil. Mag. 36, 1509 (1977). 8. D. Goodchild, W.T. Roberts, D.V. Wilson, Acta Met. 18, 1137 (1970). 9. R. Lagneborg, Acta Met. 12, 823 (1964). 10. Дж. Хирт, И. Лоте, Теория дислокаций, Атомиздат, Москва (1972). 11. Р. Бернер, Г. Кронмюллер, Пластическая деформация монокристаллов, Мир, Мо- Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 82 сква (1969). 12. П. Хирш, Ф. Хови, Р. Николсон, М. Уэлан, Электронная микроскопия тонких кри- сталлов, Мир, Москва (1968). 13. M.L.G. Byrnes, M. Grujicic, W.S. Owen, Acta Metall. 35, 1853 (1987). 14. М.В. Классен-Неклюдова, В.Л. Инденбом, Дислокации и механические свойства кристаллов, Изд-во иностр. лит., Москва (1960). 15. М.А. Штремель, Прочность сплавов, МИСИС, Москва (1997), ч. II. 16. И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Н.В. Лузгинова, ФММ 94, № 5, 92 (2002). 17. V. Gerold, H.P. Karnthaler, Acta Metall. 37, 2177 (1989). 18. S.I. Hong, C. Laird, Acta Metall. Mater. 38, 1581 (1990). 19. Н.В. Лузгинова, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Труды LX Международного семи- нара «Актуальные проблемы прочности», 30 сентября–4 октября 2002 г, Новгород- ский госуниверситет, Великий Новгород (2003). 20. N. Narita, J. Takamura, Elseviеr Science Publishers B.V., Kioto University, Japan (1992), Ch. 46. 21. Г.В. Курдюмов, Л.М. Утевский, Р.И. Энтин, Превращение в железе и стали, Нау- ка, Москва (1977). 22. J.W. Christian, S. Mahajan, Prog. Mat. Sci. 39, 1 (1995). 23. J.A. Venables, Phil. Mag. 6, 379 (1963). I.V. Kireyeva, Yu.I. Chumlyakov, N.V. Luzginova, V.A. Kirillov  MARTENSITE TRANSFORMATIONS AT PLASTIC DEFORMATION OF AUSTENITIC STAINLESS STEEL SINGLE CRYSTALS WITH LOW STACKING FAULT ENERGY It has been shown that the level of external stresses and single crystal axis orientations de- termine the type of developing dislocation structure, deformation mechanism (slip),  martensite transformation (MT), and work-hardening coefficient . The physical reason of orientation dependence is associated with the influence of external stresses on the value of dissociation of perfect dislocation а/2110 into partial Shockley’s dislocations а/6211. Fig. 1. The contours of Schmid’s factors for primary slip system )111( [011] in tension: а – for perfect dislocation; б, в – for leading ]112[ and trailing ]211[ partial Shockley’s dis- locations, respectively; г  the orientation factor Q = (m2  m1)/2 for two partial disloca- tions [1] Fig. 2. Stress-strain curves of 11]1[ single crystal of austenitic stainless steel II in tension: 1  T = 300 K; 2 – Т = 77 K Fig. 3. Stress-strain curves and precession of crystal axis orientation in tension of [011] single crystals of austenitic stainless steel II (А) and those of steel I of ]231[ (Б) and [012] (В) orientations: а – curve 1 – Т = 300 K; curve 2 – Т = 77 K; б, в – precession of crystal axis for Т = 300 и 77 K respectively; г – correlation between experimental deformation ехр and calculated X-ray using X-ray data. The figures on stress-strain curve show deformation at which precession of crystal axis has been measured Fig. 4. Dislocation structure of single crystals of austenitic stainless steel I in tension; Физика и техника высоких давлений 2003, том 13, № 3 83 T = 300 K; а – 11]1[ orientation,  = 5%; б – [011],  = 10%; в – ]231[ ,  = 10% Fig. 5. Dislocation structure of [011] single crystals of austenitic stainless steel II in tension at Т = 77 K: а – stacking faults,  = 3%; б – bright-field observation, -martensite,  = 24% of deformation; в – dark-field observation for (б) in the reflex of -martensite,  = 24% of deformation; г  bright-field observation, -martensite in -martensite lamellas,  = 24% of deformation: 1  -phase, 2  -martensite, 3  -martensite; д – microdiffraction for (г) Fig. 6. Metallographical observations of -martensite on the specimen surface at Т = = 77 K in tension along [011] direction: а –  = 24% of deformation; б – fresh traces after deformation  = 24% МАРТЕНСИТНЫЕ (((((-ПРЕВРАЩЕНИЯ �ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ МОНОКРИСТАЛЛОВ�АУСТЕНИТНОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ �С НИЗКОЙ ЭНЕРГИЕЙ ДЕФЕКТА УПАКОВКИ ((((( MARTENSITE TRANSFORMATIONS AT PLASTIC DEFORMATION �OF AUSTENITIC STAINLESS STEEL SINGLE CRYSTALS �WITH LOW STACKING FAULT ENERGY

Мартенситные γ-ε-α-превращения при пластической деформации монокристаллов аустенитной нержавеющей стали с низкой энергией дефекта упаковки

Institution

Ähnliche Einträge