Содержание к диссертации
Введение
1. Основные сведения о структуре и фазовом составе сталей
1.1. Кристаллическая структура и фазовый состав аустеиитных сталей 8
1.2. Структура и фазовый состав перлитных сталей 13
1.3. Структура мартєнситной стали и превращения в пси при закалке и отпуске 17
1.4. Структурные уровни деформации стали 22
1.5. Сведения о разрушении и превращении карбидов 27
1.6. Термодинамика процессов перераспределения атомов углерода 37
1.7. Механизм разрушения цементита 42
1.8. Постановка задачи 46
2. Материал и методика исследования
2.1. Материал исследования 47
2.2. Деформация образцов 47
2.3. Методики структурных исследований 52
2.4. Методика количественной обработки результатов исследования 53
3. Строение зерна и мезоуровень
3.1. Структурный уровень «Зерно» 61
3.2. Мезоуровень - «Часть зерна». Структура, возникшая в ходе фазовых превращений 71
3.3. Мезоуровень - «Часть зерна». Структура деформационного происхождения 90
3.4. Структурный подуровень — «Отдельный кристаллит» 101
3.5. Структурный подуровень - «Прослойки и частицы карбидов по границам зерен» 101
3.6. Выводы к гл.3 107
4. Структурный уровень «дислокационный ансамбль»
4.1. Фрагментированная структура 108
4.2. Стабильность фрагментированной двухфазной структуры 129
4.3. Степень деформации, размер фрагментов и дифракционная картина 136
4.4. Сетчатая и ячеистая субструктуры 142
4.5. Избыточная плотность дислокаций, локальная картина полей напряжений и кривизна-кручение кристаллической решетки вблизи различных особенностей дефектной структуры сталей 145
4.6. Изгиб-кручение кристаллической решетки в разных сталях 161
4.7. Выводы к гл.4 176
5. Стадии пластической деформации. эволюция субструктуры
5.1. Стадии пластической деформации 179
5.2. Эволюция дислокационной структуры и ее связь со стадиями пластической деформации 188
5.3. Количественные параметры дислокационной субструктуры и стадии деформации 215
5.4. Выводы к гл,5 234
6. Фазовые превращения в карбидной подсистеме и их связь с субструктурой
6.1. Разрушение карбидов и их образование при деформации мартепситной стали. Поведение карбидов в материале в целом. 236
6.2. Поведение карбидов в материале на различных структурных уровнях 240
6.3. Механизм взаимодействия карбидов с дислокационной подсистемой в мартенситной стали 34ХНЗМФА при деформации 249
6.4. Изменение позиций атомов углерода в кристаллической решетке и на дефектах при пластической деформации мартепситной стали 255
6.5. Корреляция субструктурньгх и фазовых превращений в мартенситной стали 262
6.6. Выводы к гл,6 267
Выводы 271
Литература 275
- Структура мартєнситной стали и превращения в пси при закалке и отпуске
- Термодинамика процессов перераспределения атомов углерода
- Мезоуровень - «Часть зерна». Структура, возникшая в ходе фазовых превращений
- Избыточная плотность дислокаций, локальная картина полей напряжений и кривизна-кручение кристаллической решетки вблизи различных особенностей дефектной структуры сталей
Введение к работе
Стали в практике человечества применяются давно и также давно исследуются. Материаловедение сталей интенсивно начало развиваться с XIX века и во все ускоряющемся темпе продолжает развиваться. К середине XX века усилиями школы академика Г.В. Курдюмова начало развиваться физическое материаловедение стали. Во многом большую роль сыграло применение реитгеноструктурного метода исследования и метода просвечивающей электронной микроскопии. Именно применение этих методов позволило исследовать тонкую структуру сталей, классифицировать ее и выявить закономерности фазовых превращений. Во-первых, необходимо отметить особые успехи в исследовании мартенситпых превращений, в особенности пакетного и пластинчатого мартенсита в сталях с различной концентрацией углерода. Здесь большие заслуги принадлежат Свердловской и Московской школам. Необходимо особо указать фамилии В.Г. Курдюмова, Л.М. Утевского, В.М. Счастливцева, В.И, Изотова, М.Е. Блантера, В.В. Рыбина я др., украинских ученых: В.И. Трефилова, В.Н. Гриднева, М.В. Белоуса, ЮЛ. Мешкова, В.Г. Гаврилкжа. Среди зарубежных ученых необходимо отметить Дж. Томаса, А.Р. Мардера, Ц. Нишияму, Г. Крауса, Бадиши и др. Во-вторых, интенсивному исследованию подверглась перлитная сталь. Большую роль здесь
(<$,, сыграли Багаряцкий, В. Питч, Г.Д. Сухомлин, И.И. Должепков, Л.И. Тушинский,
] А.А. Батаев. Наконец, аустепитные стали. Здесь следует отметить Р.В.К. Хоникомба, Бейпа,
Т.Д. Эйсмонда, Л.И. Лысака, И.Н. Богачева, В.В. Сагарадзе, А.Т, Уварова.
Интенсивные успехи физического материаловедения сталей создали основы науки о их прочности, которые продолжают интенсивно развиваться в настоящее время. В то же время ряд важных вопросов в физическом материаловедении сталей не получил надлежащего развития. В этой связи необходимо отметить явно недостаточное внимание к дислокационной структуре сталей и ее эволюции в ходе деформации и термической обработки. Осо-
бенно это касается количественных параметров дислокационного ансамбля. Исследование
внутренних полей напряжений, особенно локальных, в сталях различного класса к моменту начала работы было выполнено недостаточно.
Настоящая работа была начата ~30 лет назад. К моменту ее начала стадии пластической деформации в ОЦК материалах, и особенно сталях, вообще не были исследованы. Благодаря ГЦК материалам (см. работы Р. Бернера и Г, Кронмюллера, Дж,Ф. Белла, Л.Е, Попова, Н.А. Коневой) стадийность процессов в ходе пластической деформации и возврата явилась важной основой для понимания и классификации всех протекающих процессов. Поэтому такая работа для сталей должна была быть выполненной. Особенно важным
*^ было связать количественные параметры дислокациошюй структуры со стадийностью.
Наконец, остался нерешенным еще один очень крупный вопрос по фазовым превращениям в сталях. Это - карбидные превращения в ходе деформации и термической обработки. Количественное исследование этого явления назрело к 70-м годам XX века.
Во второй половине XX века была разработана новая методическая основа в физическом материаловедении. Она заключалась в классификации всех объектов структуры и процессов по масштабным и, соответственно, структурным уровням. Такую работу для сталей также необходимо было выполнить.
Выше перечисленный перечень проблем лег в основу при планировании настоящей работы. Основным методом для поставленных задач было решено выбрать количественную дифракционную электронную микроскопию на тонких фольгах.
Диссертация состоит из шести глав, введения и выводов. Первая глава - обзорная, вторая посвящена методике эксперимента и характеристике исследуемых сплавов. В третьей главе выделены и рассмотрены основные структурные уровни всех изученных в работе классов материалов. Это - зерно и мезоуровень. Структурный уровень «Дислокационный ансамбль» рассмотрен в четвертой главе. В этой же главе проведено описание типов дислокационных субструктур и роли полей внутренних напряжений в исходном состоянии сталей и после их деформации. В пятой главе описаны стадии пластической деформации мартенсит-ной и аустенитных сталей, эволюция их дислокационной структуры. Шестая глава посвящена фазовым превращениям в карбидной подсистеме под действием деформации в стали 34ХНЗМФА. Каждая глава заканчивается выводами. Основные выводы приведены в заключительной части диссертации.
Актуальность работы. Работа посвящена физике пластической деформации стали, превращениям в дефектной подсистеме и фазовым превращениям, вызванным пластической деформацией. Если до настоящей работы преимущественно исследовались вызванные пластической деформацией мартенситные превращения (у —> а', у -» е) и превращения остаточ-ного аустенита (у -» а + карбиды), то в представленной работе основное внимание уделено принципиально другим превращениям. Прежде всего, это карбидные превращения:
измельчение и растворение цементита;
перераспределение углерода с локализацией его на субграницах и дислокациях;
сначала растворение, затем формирование на новых местах частиц специальных карбидов.
Другой тип превращений, также рассмотренных в настоящей работе, - это превращения в дефектной подсистеме. Эти превращения происходят на двух структурных уровнях.
Во-первых, на дислокационном уровне. Здесь количественно изучены превращения сетчатой дислокационной субструктуры в ячеистую и затем во фрагментированную субструктуру. Во-вторых, рассмотрены превращения дислокационных ячеек, субзерен и фрагментов с особым выделением анизотропных, изотропных и бездислокационных фрагментов.
Установлены источники внутренних полей напряжений и определен характер изгиба-кручения кристаллической решетки.
Особое внимание было уделено анализу выполнимости и применимости соотношения Зинера для фрагментированной субструктуры. Это соотношение связывает средний размер зерен с размерами и объемной долей частиц, декорирующих их границы. В настоящей работе это соотношение было впервые применено к границам фрагментов. Непосредственными электронно-микроскопическими измерениями показано, что закономерности взаимодействия границ фрагментов и карбидных частиц также подчиняется соотношению Зинера.
Научная новизна. В работе впервые проанализировано иерархическое строение сталей в соответствии с идеологией структурных уровней. Классифицированы последовательности субструктурных превращений при пластической деформации и других воздействий на Щі сталь. Впервые детально с количественными оценками измерен спектр источников дально-действующих полей напряжений и оценена их амплитуда в субструктуре на различных структурных уровнях. Установлено, что, во-первых, наиболее высокий уровень внутренних напряжений характеризуют локальные участки материала и, во-вторых, с ростом объема усреднения (субструктурные образования) средний уровень напряжений уменьшается. Классифицированы участки зарождения новых субструктур, в частности фрагментированных, и показано, что они связаны с локализацией внутренних напряжений. Тем самым доказана релаксационная природа части субструктурных превращений. Показано, что в сталях, как и в других, ранее исследованных, материалах стадии пластической деформации тесно связаны с эволюцией субструктуры.
Впервые количественно изучены карбидные превращения и закономерности перераспределения углерода в ходе пластической деформации. Показана связь карбидных превращений с формирующейся субструктурой. Количественно описаны закономерности перераспределения карбидов и атомарного углерода в зависимости от стадий деформации и типа формирующихся субструктур.
к Научная ценность и практическая значимость. Работа посвящена физике структу-
ры современных сталей, физическим закономерностям субструктурных и фазовых превра-
щений, протекающим при пластической деформации, и, наконец, диагностировке источников и определению амплитуды внутренних полей напряжений. Проблема разрушения сталей определяется несколькими факторами: 1) уровнем внутренних напряжений; 2) их локализации и 3) развитием субструктуры. Установлено, что у такого прочного и пластичного материала, как сталь, трещины зарождаются в местах локализации внутренних напряжений, а затем распространяются по границам и субграницам с заметкой разориентировкой. Из этого очевидно, что результаты, полученные в работе, имеют практическое применение. Другая проблема прочности стали - это проблема скрытого упрочнения. Поскольку в ходе деформации часть карбидов растворяется, то освободившийся углерод располагается, во-первых, на дефектах кристаллического строения и, во-вторых, в твердом растворе. Закономерности этого явления подробно изучены в работе. Осаждение углерода на дислокациях приводит к упрочнению по механизму Коттрелла, а образование твердого раствора в а-фазе - к твердорас-творному упрочнению. Таким образом, в работе с пользой для практического применения вскрывается эффект скрытого упрочнения стали.
Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся следующие положения:
Схема структурных уровней, реализующаяся в сталях, и экспериментальное подтверждение данными электронной микроскопии.
Спектр источников внутренних полей напряжений.
Роль релаксации внутренних напряжений в формировании субструктурных превращений.
Связь эволюции дислокационной и карбидной подсистем со стадийностью пластической деформации стали,
Закономерности. карбидных превращений и локального перераспределения атомов углерода при термическом и деформационном воздействии.
H*
Структура мартєнситной стали и превращения в пси при закалке и отпуске
Мартенсит является пересыщенным твердым раствором углерода в сс-железе с той же концентрацией растворенного углерода, что и исходный аустенит. Методами оптической и электронной микроскопии установлено, что в сплавах железа и сталях в зависимости от кон- центрации углерода и легирующих элементов наблюдается два морфологически различных типа мартенсита [18,22-25]. В высокоуглеродистых, высоколегированных сталях при закалке образуется пластинчатый низкотемпературный (двойниковый) мартенсит [18,22,23]. В слаболегированных, низко- и среднеуглеродистых сталях - пакетный (реечный, дислокационный) мартенсит [23-25]. Кроме этого, в средне- и низкоуглеродистых слаболегированных сталях образуется еще один (третий) морфологический тип мартенсита, названный пластинчатым высокотемпературным мартенситом [26-31]. Пакетный мартенсит представляет собой структурное образование, состоящее из на- бора практически параллельных друг другу кристаллов вытянутой формы, образующих пакет. Основными кристаллогеометрическими характеристиками пакетного мартенсита являются: 1) ориентационные соотношения между кристаллическими решетками мартенсита и аустенита, 2) габитусная плоскость кристаллов мартенсита, 3) направление роста мартенсит-ных кристаллов. В мартепситных сталях могут реализовываться следующие ориентационные соотношения: а) Курдіомова - Закса [18,32], когда выполняются условия; в) Гренингеро - Трояно [34], когда (0П)а отклоняется от (111 на угол в 1, при этом [101 ]„ отклоняется от [111]у на угол 2 , а [112 ]а отклоняется от [011]у на угол 3 . Габитусной плоскостью образования мартенситных кристаллов могут быть либо плоскости типа {111}у [35-37], либо {557}Y [38-40]. Направлениями роста кристаллов мартенсита являются [40-42]: К морфологическим характеристикам пакетного мартенсита относятся пространст- венная форма и характерные размеры кристаллов и пакетов, их внутреннее строение.
Структурные исследования с помощью электронной микроскопии показали, что отдельные кристаллы пакетного мартенсита имеют форму трехосного эллипсоида, причем соотношение полуосей a : b : с близко к 1 : 7 ; 30 [43] или 1 : 9 : 33 [40]. Ширина кристаллов мартенсита может изменяться от 0.1 мкм до нескольких мкм, однако наиболее часто встречаются кристаллы шириной 0.15-0.25 мкм [23,24,26,31,38,44]. Установлено, что размеры пакетов и кристаллов пакетного мартенсита увеличиваются с ростом зерна исходного аустенита [24,31,38,39,44-48]. Кроме этого величина зерна аустенита оказывает сильное влияние на однородность структуры пакета: с ростом размера зерна заметно возрастает разброс по ширине кристаллов в пакете [31,45,48]. Анализ большого числа работ показал, что в сплавах железа и сталях можно выделить три морфологически различных типа пакетов: 1. Для низкоуглеродистых сталей (до 0.25 вес.% С) и сплавов Fe - Ni (10-25 Bec.%Ni) установлено, что пакет сформирован из блоков, которые, в свою очередь, состоят из парал лельных кристаллов мартенсита [24,31,49-51].
В пределах одного блока кристаллы имеют одну габитусную плоскость, практически одинаковую ориентировку и разделены между собой малоугловыми границами. Соседние блоки разделены большеугловыми границами. Наи- более часто блочное строение пакета наблюдается в сталях с содержанием углерода 0.2 вес.%. С увеличением содержания углерода блоки постепенно исчезают. Малые добавки (до 1 вес.%) таких легирующих элементов как№, Mn, Cr, Si, Mo не оказывают существенного влияния на блочное строение пакета. 2. В сталях при содержании углерода 0.25-0.45 вес.% и легирующих добавок (Mn,Cr,Ni) 1 вес.% наблюдается пакетный мартенсит, не имеющий блочного строения [31,32,35-37]. В этом случае пакет представляет собой набор практически параллельных кри сталлов мартенсита. Кристаллы мартенсита в пакете разделены границами, угол разориента- ции которых изменяется от 0 до 180 [36,49,52]. 3. В сталях с содержанием углерода -0.45 вес.% пакет состоит из трех вариантов бло ков [31,53,54]. Основу блока составляет пластина. Периферийные области такой пластины разделены малоугловыми границами и являются набором реек. Три варианта блоков, пла стины которых имеют габитусы {225}т, {252}т, (522}т, а рейки - общий габитус {111}т, со ставляют пакет. Границы между рейками являются границами смешанного типа, где состав ляющая кручения достигает 3, а наклона 0.5. Электронно-микроскопические исследования внутренней структуры кристаллов мар-(т тенсита (во всех типах пакетов) выявили наличие в них плотной дислокационной сетки [23,31,37,55-57]. Скалярная плотность дислокаций в сетках велика и достигает величины 10 см" . Дислокационная структура кристаллов мартенсита не зависит от того, располагаются ли рядом с ними прослойки остаточного аустенита или другие кристаллы мартенсита, а зависит лишь от концентрации углерода и параметров термообработки. Пластинчатый мартенсит представляет собой крупные, отдельно расположенные, кристаллы мартенсита (пластины) с дислокационной структурой [25,28,31,55,57]. Морфология и дислокационная структура данного типа мартенсита довольно подробно изучена в [31,56-58]. Установлено, что дислокационная структура пластин представляет собой плотные дислокационные сетки. В пакетном и пластинчатом мартенсите уже в процессе закалки образуются частицы цементита FejC (так называемый мартенсит самоотпуска). При этом, как показано в [27,57], размеры частиц цементита в пластинах больше, чем в кристаллах пакетного мартенсита. Электронно-микроскопические и рентгеноструктурные исследования сталей позволили установить, что мартенситное превращение практически всегда протекает не полностью. Это приводит к присутствию в материале некоторого количества остаточного аустенита [59]. Содержание остаточного аустенита сильно зависит от концентрации углерода в стали и гораздо слабее - от концентрации легирующих элементов [60]. Остаточный аустенит распола- гается в виде тонких прослоек (-20 - 50 нм) вдоль границ кристаллов мартенсита, а также на границах пакетов [37,39]. Вдоль границ зерен остаточный аустенит не наблюдается. Структура закаленной стали характеризуется четырьмя особенностями: 1) наличием высокого пересыщения по углероду сс-твердого раствора; 2) высокой плотностью дислокаций; 3) наличием мало- и большеугловых границ и 4) присутствием прослоек остаточного аустенита. Все это приводит к протеканию в стали при отпуске следующих процессов; распаду твердого раствора с образованием частиц карбидных фаз, снижению степени дефектности структуры и допревращеншо остаточного аустенита. В результате после отпуска структура стали состоит из феррита (а-фаза) и карбидов. Таким образом, после отпуска сталь представляет собой феррито-карбидную смесь. Однако, как показали электронно-микроскопические исследования, в отпущенном материале всегда присутствуют границы, унаследованные от ыартенситной структуры. Поэтому данную структуру можно называть еще н мартенситом отпуска или, иными словами, отпущенным мартенситом.
Термодинамика процессов перераспределения атомов углерода
Основной упрочняющей фазой в нелегированных углеродистых сталях является карбид железа - цементит [1]. Частично он является упрочняющей фазой и в мало- и среднеле-гированных сталях. Будучи метастабильной фазой, цементит стабилен по отношению к бездефектному твердому раствору Fea - С. Проблема устойчивости цементита в деформируемых сталях подробно рассмотрена Э.В. Козловым, в частности, в работе [138]. В этой работе выполнено обобщение литературных данных по взаимодействию атомов углерода с дефектами строения в сталях. Проблема энергии взаимодействия атомов углерода с дефектами исследовалась и анализировалась в большом числе работ. Значительный вклад в ее решение внесен А. Коттреллом, В.Г. Гаврилюком, М.С. Блантером, В.И. Сарраком, Б.М. Могутновым и др. Проблема эта очень сложна, Экспериментально в закаленной и деформированной стали наблюдается целый набор дефектов и разделить их вклады полностью невозможно. Индивидуальное взаимодействие атомов углерода с дефектами зависит от ряда факторов и поэтому не является постоянной величиной. Так, например, взаимодействие атомов углерода с дислокацией зависит от преобладания в ней краевой или винтовой компоненты [93,139,140], расстояния до линии дислокации [141], температуры [139], концентрации ранее осевших атомов углерода [61,141], концентрации примесей [93,142-144] и ряда других. Как уже сообщалось, в процессе пластической деформации происходит частичное или полное разрушение цементита. При этом дислокации и карбиды с ростом деформации оказываются в тесном контакте. В процессе деформации происходит изгиб и перерезание частиц цементита скользящими дислокациями.
Они же уносят часть атомов углерода в своих ядрах, оставляя определенную долю в твердом растворе. Другая часть атомов попадает в твердый раствор благодаря ускоренной пластической деформацией диффузии в дефектном материале [145]. В работе [138] приведен полный список возможных мест локализации атомов углерода в материале с высокой концентрацией дефектов в следующем виде:1) в неискаженном твердом растворе сс-железа; 2) в искаженном твердом растворе в местах с большой амплитудой кривизны-кручения кристаллической решетки; 3) в твердом растворе в кластерах вблизи кар-бидообразующих элементов; 4) в деформационных вакансиях; 5) в ядрах дислокаций; 6) в атмосферах вокруг дислокаций; 7) на субграницах; S) на границах зерен; 9) в микротрещинах в виде кристаллического или аморфного графита. В сильно деформированной стали процессы в локальных объемах как в ходе деформации, так и в ходе последействия и отпуска протекают в сторону локального термодинамического равновесия [146]. Перераспределение атомов углерода по различным позициям в ходе пластической деформации определяется, прежде всего, энергией взаимодействия конкретного дефекта с атомами углерода. Второй фактор - стабильность карбида, из которого атомы углерода переходят в другие позиции. Третий фактор - плотность различного типа дефектов и возможность размещения на них определенного количества атомов углерода. В частности, на дислокациях атомы углерода располагаются в ядрах и атмосферах Коттрелла.
Оценки показывают, что на одной плоскости, перпендикулярной линии дислокации, может располагаться 100 и более атомов углерода [61]. Анализ литературных данных и выполненные нами оценки свидетельствуют, что на дефектах кристаллического строения может быть локализовано 0,2-0,25 всс.% углерода [69,96-98,147]. В сталях при плотности дислокаций № 10 см" на них локализовано 0,08 всс.% С, на субграницах на стадии деформационной фрагментации - до 0,12 вес.% С, такое же количество углерода выносится дислокациями в сильно искаженный твердый раствор [138]. При этом цементит полностью разрушается [96-98]. Обобщение большинства имеющихся литературных данных по взаимодействию ато мов углерода с дефектами строения в сталях было проведено нами в работе [147] и представ лено здесь на рис.1.7. На этом рисунке приведена энергия атомов углерода в карбидах железа (Р&зС, c-Fe$C, Fe2C) и на дислокациях в углеродистом и легированном феррите. Представ ленные гистограммы выражают вероятность значений энергий, полученных эксперимен тально. За «ноль» по шкале энергии на представленных гистограммах принято расположение атомов углерода в твердом растворе Fea - С и, таким образом, отсчет энергии ведется в сто рону отрицательных значений. Интервал значений энергий простирается от 0,02 до 0,80 эВ на атом углерода в цементите (рис. 1.7а). Такой разброс не является случайным. Стабиль ность кристаллов цементита зависит от напряженного состояния матрицы и выделения, де фектности строения цементита, его стехиометрии и степени обогащения легирующими эле ментами, локализации частиц цементита в перлите, на дислокациях, субграницах, болыцеуг- ,, ловых границах, типе и степени когерентности границы «карбид — матрица», наличия на этой границе градиента концентрации углерода и легирующих элементов, от размеров и ориентации карбидных частиц и, наконец, структуры твердого раствора Fe„ - С (однородное и неоднородное расположение атомов углерода, упорядочение или сегрегации и т.д.). В реальной стали может реализовываться либо весь спектр значений, либо часть его. В реальных условиях энергия образования карбида ниже его максимальных оценок. Приведенные данные на рис. 1.7 свидетельствуют о том, что с ростом плотности .дислокаций стремление к локальному термодинамическому равновесию требует перехода ато мов углерода из цементита на дефекты, в основном на дислокации. Это явление имеет место, прежде всего, для углеродистых сталей. Для них спектр энергии атомов углерода на дислокациях смещен к большим значениям по сравнению с энергиями углерода в цементите (рис. 1.7 б). Для легированных сталей спектр значеїшй энергии более размыт (рис. 1.7 в) и при легировании ряда карбидообразующих элементов атомы углерода должны отдать предпочтение дислокациям по сравнению с цементитом. Данные на рис. 1.7. указывают на различную стабильность цементита в деформируемых сталях. Наряду с разрушением цементита возможно его сохранение, например, в сталях, легированных никелем. Следует подчеркнуть, что легирование стали карбидообразующими элементами вно- сит дополнительное осложнение в описанную картину. Рассмотрим в качестве примера легирование хромом. Во-первых, известно, что в цементите он может замещать 25% атомов железа, что приведет к некоторой стабилизации карбидов (смещение спектра энергии на рис. 1.7 а вправо). Во-вторых, присутствие атомов хрома в твердом растворе стабилизирует атомы углерода в нем. Дело в том, что энергия взаимодействия Сг — С в cc-Fe - 0,10-0,25 зВ па одну связь [148,149]. Введение хрома в твердый раствор приводит к образованию кластеров атомов хрома и углерода и размывает «нулевое» значение энергии, от которого отсчиты-ваются все данные на рис. 1.7. Таким образом, легирование хромом влияет на стабильность цементита в том числе через ближний порядок в твердом растворе, карбиде и вблизи дислокации. На рис. 1.8 приведена схема энергии связи атомов углерода в различных карбидах же леза и на различных дефектах кристаллического строения. Эта схема также является обоб щением большого количества литературных данных и развитием схемы, приведенной нами в [96,150].
Мезоуровень - «Часть зерна». Структура, возникшая в ходе фазовых превращений
Методы просвечивающей электронной микроскопии позволяют при хорошем подборе электролитов и режимов полировки получать и исследовать большие участки однородной фольги размером, равным размеру отдельных зерен или групп зерен. Сложное внутреннее строение зерна влечет за собой неоднородность деформации в нем и, соответственно, неоднородность изменения субструктуры и фазового состава. Поэтому исследование структуры конкретных зерен целиком, на наш взгляд, представляется важным. Некоторые исследования в этом направлении уже проведены. Так, например, изучение картины скольжения в преде- лах зерна было проделано на однофазных поликристаллах сплава Ni3Fe [177]. Структура зерна после мартепситного превращения в стали 38ХНЗМФЛ исследована в работах Ю.Ф.Иванова и Э.В. Козлова [28,31,44,48,56-58,65,171,174,178,179]: В настоящей работе впервые было проведено последовательное комплексное исспедонание эволюции внутренней структуры зерна на всех классифицируемых структурных подуровнях (табл.3.1) в ходе пластической деформации на ряде материалов с ГЦК и ОЦК решетками. Мезоуровень охватывает масштабы от «Части зерна» до «Дислокационного ансамб-ля» и поэтому его можно подразделить па несколько масштабных подуровней. Их классификация дана в табл.3.1 (колонки 2.1-2.3). Структурный подуровень «Часть зерна» анализируется в разделах 3.2 и 3.3 настоящей главы, причем в настоящем разделе рассматривается внутренняя структура зерна, возникшая в результате мартепситного (образование мартен-ситных пакетов и пластин) и перлитного (образование перлитных колоний) превращений.
В разделе 3.3 рассматривается структура деформационного происхождения: изменения, происходящие в пакетном мартенсите; образование группы полос, пакетов микродвойников, s-мартенсита. Рассмотрение более мелкомасштабных подуровней мезоуровня дано в после- дующих разделах настоящей главы и в следующей главе. 1. Мартенситныс пластины [167,180-182]. Структура мартенситных пластин в смешанном пакетно-пластинчатом мартенсите (а именно такой встречается в исследованных нами сталях) была подробно изучена на примере закаленных и отпущенных сталей 34ХНЗМФА (см. табл.2.1 и 2.2), подвергнутых деформации растяжением и сжатием [180-182]. Ранее подобные исследования были проведены на недеформированных сталях 38ХНЗМФА Ю.Ф. Ивановым и Э.В. Козловым [28-31,48,56-58,179]. Как уже сообщалось в гл.1 (см. раздел 1.3), установлено [26-31], что в низко- и среднеуглеродистых малолегиро- ванных сталях присутствует две разновидности пластинчатого мартенсита. Это — низкотем- пературный и высокотемпературный мартенсит. Отличить их довольно сложно, поэтому в настоящей работе такого деления пластинчатого мартенсита не проводилось. В изученных в настоящей работе сталях мартенситного класса 34ХНЗМФА размеры пластин меняются в следующих пределах: длиЕга - 4.0-7.5 мкм и ширина - 1.0-2.5 мкм (см. табл.3.3). Пример наблюдения мартенситных пластин в структуре пакетно-пластинчатого мартенсита приведен на рис.3.2. Пластины содержат в себе дислокационную структуру и карбидные частицы. Тип карбидов, их форма, размеры и расположение зависят как от химического состава стали (табл.2.1), так и от ее термической обработки (табл.2.2). Так, закалка литой стали сопровождается «самоотпуском» мартен ситной фазы [31,62,63,174] с образованием частиц карбида железа (цементита) внутри мартенситных пластин (рис.3.3 а). Частицы имеют форму тонких стержней (игл) и располагаются вдоль двух-трех структурно-идентичных направлений. Между решетками цементита и мартенсита наблюдается ориента-циопное соотношение Багаряцкого [183]. Согласно этому соотношению векторы осей решетки цементита должны совпадать по направлению со следующими кристаллографическими осями решетки сс-мартенсита:
Избыточная плотность дислокаций, локальная картина полей напряжений и кривизна-кручение кристаллической решетки вблизи различных особенностей дефектной структуры сталей
Дальнодействующие поля напряжений играют важную роль в формировании предела текучести, деформационном упрочнении и особенно в разрушении кристаллических материалов. Велика их роль и в эволюции дефектной структуры. Дальнодействующие поля напряжений можно изучать методом дифракционной электронной микроскопии [166], Этот метод позволяет регулировать локальность измерения полей напряжений в широких пределах (от одной десятой до сотен микрон [168]). При этом величины дальнодействующих полей напряжений восстанавливаются по картине структуры материала несколькими способами: 1) по радиусу изгиба дислокаций в плоскости скольжения [248], 2) по расстоянию между дислокациями и параметрами дислокационных скоплений [249], 3) по расстоянию между активными плоскостями скольжения [250] и, наконец, 4) по параметрам изгибных экстинкционных контуров [166,168]. Именно последний (четвертый) способ и был использован при изучении дальнодействующих полей напряжений в исследуе- мых в настоящей работе материалах, Изгибный экстинкционный контур является результатом дифракционного контраста, наблюдаемого иа электронно-микроскопическом изображении структуры сильно деформированного кристалла.
Это геометрическое место точек, где данное семейство атомных плоскостей остается параллельным самим себе и, следовательно, находится в одинаковом отражающем положении. Изгиб кристаллической решетки может быть: а) чисто упругим, создаваемым полями напряжений, накопленными из-за несовместности деформации, например, зерен поликристалла [103,216], матрицы материала и недеформируемыми частицами [251]; б) пластическим, если изгиб создается дислокационными зарядами, т.е. избыточной плотностью дислокаций, локализованной в некотором объеме материала [168,252,253], и в) упруго-пластическим, когда в материале присутствуют оба источника полей. По наличию в материале изгибпых экстинкционных контуров методом электронной микроскопии можно измерить остаточные дальнодействующие поля напряжений. Именно их присутствие приводит к изгибу фольги или соответствующей кривизне кристаллической решетки, если фольга сохраняет форму пластины [166]. Процедура измерения величины даль-нодействующих полей напряжений и избыточной плотности дислокаций сводится к определению градиента кривизны фольги или кристаллической решетки % - (методика се определения дана в разделе 2.4, гл.2). Если в исследуемом участке фольги имеет место упругий изгиб, то амплитуда дальнодействующих полей напряжений может быть определена по следующей формуле [88]: где G - модуль сдвига, t - толщина фольги. Если дальнодействующие поля напряжений созданы пластическим изгибом то: где Ь- вектор Бюргерса, р± - избыточная плотность дислокации. В случае упруго-пластического изгиба следует использовать соответствующую комбинацию формул (4.3) и (4.4). Источники дальнодействующих полей напряжений. Единичная дислокация уже является источником дальнодействующих полей напряжений, но это поле сравнительно невелико. Группа дислокаций, дислокационные скопления, дислокационные заряды создают поля значительно большей амплитуды [249,250,252,254]. Большие поля создаются также оборванными границами и другими дисклинационными образованиями [216,250,254,255]. Вся эта совокупность - источники дальнодействующих полей напряжений пластического происхождения. Источниками далыю действующих полей упругого происхождения, которые возникают, в основном, при неоднородной деформации материала, являются стыки и границы зерен поликристаллов [103,216].
Такие поля возникают и в материалах, упрочненных дисперсными недеформируемыми частицами [251]. В случае частичной релаксации этих полей путем размножения и скольжения дислокаций они приобретают упруго-пластический характер. Следующим источником дальнодействующих полей являются трещины. В зависимости от степени их взаимодействия с окружающими дислокационными группами далыю-действующие поля напряжений могут быть здесь всех трех типов. В реальных материалах, особенно после значительных деформаций, поля от различных источников суммируются. В результате этого образуется сложное трехмерное поле дальнодействующих полей напряжений, характеризующееся различными длинами волн, средних амплитуд, дисперсий, пространственно локализованными максимумами и минимумами [ 168,256]. Рассмотрим конкретные примеры деформации изгиба-кручения материала и дальнодействующие поля напряжений вблизи источников разного типа. При рассмотрении картин полей будем иметь ввиду, что все исследуемые материалы являются пластичными, предварительно прошли определенную степень деформации и в формировании наблюдаемых полей принимали участие не только сами источники, но и дислокационные образования вокруг них. Рассмотрим конкретные примеры полей напряжений. Поле дисклинациониого типа от недефопмипуемой частицы (рис.4.23).После деформации горячей прокаткой в стали 10Х5М вблизи крупной (-0.4 мкм) недеформируемой частицы МбС возник значительный изгиб (—) атомных плоскостей (рис. 4.23 б), который может быть связан [253] с компонентами изгиба-кручения х и тензора избыточной плотности дислокаций р и радиусом R кривизны решетки
