Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Основные закономерности упрочнения ГЦК материалов при скольжении 10
1.1. Основные закономерности механического дпоґшиковаїшя в ГЦК материалах 10
1.2. Модели зарождения и роста деформационных двойников 17
1.3. Механизмы взаимодействия дво и скольжения и модели упрочнения при множественном двойннковашш 28
1.4. Влияние легирования на закономерности деформационного упрочнения и тип развивающейся дислокационной структуры ГЦК материалов при скольжении 40
1.5. Природа деформационного упрочнения стал» Гадфнльда 45
Глава 2. Постановка задач. Выбор материала исследования. Методика эксперимента 52
2.1. Постановка задач исследования. Выбор .материала для исследования 52
2.2. Материал и методика проведения эксперимента 61
Глава 3. Исследование ориентащюшюй и температурной зависимостей критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитной стали Гадфильда Fc-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C 68
3.1. Температурная и ориентацией пая зависимости критических скалывающих напряжений монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fc-13Mn-2.7Al-l.3C 68
3.1.1. Температурная зависимость г в монокристаллах Fe-I3Mn-1.3C, Fe-13Mn-
3.1.2. Орнентационная зависимость г и механизма деформации (скольжение, двойниковапис)
3.2. Анализ температурной, концентрационной и орнситацпопной зависимостей критических скалывающих напряжений в монокристаллах сталей Fe-13Mn-I.3C, Fc-13Mn-2.7Al-l.3C 77
3.2.1. Анализ температурной и концентрационной зависимостей тк в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C
3.2.2. Орнентационная зависимость критических скалывающих напряжений 91
3.2.2.1. «Нулевая» стадия пластической деформации 91
3.2.2.2. Орнентационная зависимость первого типа (орнентационная зависимость величины расщепления дислокаций в поле внешних приложенных напряжении) 93
3.2.2.3. Орнентационная зависимость второго типа (орнентационная зависимость механизма деформации - скольжепие/двойппкованис) 104
Глаиа 4. Орнентационная зависимость деформационного упрочнения и дислокационной структуры при растяжении монокристаллов сталей Fc-13Mn-1.3C, Fe-l3Mn-2.7AI-1.3C 111
4.1. Орнситациоішая зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения, механизма деформации и дислокационной структуры монокристаллов [011], [144J, [1 llj сталей Fe-13Mn- при растяжении при комнатной температуре
4.1.1. Закономерности упрочнения и дислокационная структура [Oil], [і 44], [l llj монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении '12
4.1.2. Закономерности деформационного упрочнения и взаимосвязь дислокационной структуры и свойств [Oil], [l llj монокристаллов стали Fe-13Mn- 128
4.1.3. Влияние алюминия на механические свойства и скорость деформационного упрочнения монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении 138
4.2. Ориентационная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов [ї2з], [012], [Тіз], [00l] сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении при комнатной температуре 141
4.2.1. Закономерности упрочнения и дислокационная структура [і 23], [012], [і 13], [00l] монокристаллов стали Fe-13Mn-1.3C при растяжении 156
4.2.2. Закономерности упрочнения и дислокационная структура [123], [00l] монокристаллов стали Fc-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении 4.2.3. Влияние алюминия на механические свойства и скорость деформационного упрочнения [І23], [001] монокристаллов стали Fc-13Mn-1.3C при растяжении 160
Глава 5. Температурная зависимость вида кривых течения, скорости деформационного упрочнения, механизма деформации — скольжения и двошшковаппя, и разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fc-ІЗМи- 2.7А1-1.3С 169
5.1. Температурная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов стали Fc-13Mn-1.3C при растяжении 169
5.2. Температурная зависимость стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и механизма деформации монокристаллов стали Fc-13Mn-2.7Al-l.3C с алюминием 186
5.3. Температурная и ориентационная зависимость разрушения в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C и Fc-13Mn-2.7Al-l.3C при растяжении 200
Глава 6. Локализация пластической деформации при сжатии [111] монокристаллов сталей Fc-13Mn-l.3CiiFc-13Mn-2.7Al-l.3C 214
Выводы 228
Список литературы
- Модели зарождения и роста деформационных двойников
- Материал и методика проведения эксперимента
- Орнентационная зависимость г и механизма деформации (скольжение, двойниковапис)
- Закономерности деформационного упрочнения и взаимосвязь дислокационной структуры и свойств [Oil], [l llj монокристаллов стали Fe-13Mn-
Введение к работе
Одним из приоритетных классов конструкционных материалов являются высокопрочные аустснитные стали с азотом и углеродом, используемые при конструировании оборудования для нефтяной, газовой, горнообрабатыпающсй промышленности, а также в тяжелом машиностроении. Современная промышленность предъявляет высокие требования к прочности и пластичности используемых материалов. Возможность продолжительной эксплуатации деталей машин и их долговечность во многих случаях связаны с износостойкостью материала, которая определяется способностью материала к наклепу и высокой твердостью. Существует высокомарганцсвая аустенитная сталь, которая при невысокой твердости после закалки обладает высокой износоустойчивостью. Это сталь Гадфильда, названная так по имени своего изобретателя Роберта Гадфильда, который в 1882 году определил ее состав как Fc-13%Мп-1,2%С (мае. %). При относительно невысокой твердости сталь Гадфильда обладает аномально высокой износоустойчивостью при трении с давлением и ударами. Из стали изготавливают зубья ковшей экскаваторов, траки гусениц тракторов и танков, железнодорожные крестовины, детали камнедробилок, то есть тс детали, где трение сопровождается ударами и большим давлением [1-8].
Сильное упрочнение стали Гадфильда при пластической деформации может быть связано с образованием мартенсита деформации, однако экспериментальные исследования показали, что даже при больших степенях деформации и при низких температурах деформирования, количество мартенсита не превышает 0,5-1,5%. Такая доля мартенсита не может внести существенного вклада в упрочнение [2,9]. Исследования структуры поликристаллов показали, что при равной степени деформации, блоки мозаики стали Гадфильда дробятся в большей степени, чем в других аустеиитпых сталях. До сих пор однозначно не установлено, чем это обусловлено. С одной стороны, интенсивным двойникованием, которое обнаружено в стали Гадфильда при комнатной температуре деформации: двойники служат препятствием движению дислокаций, и, следовательно, уменьшают эффективный размер зерна, разбивают зерно на более мелкие субзерпа, вызывая тем самым измельчение структуры. С другої! стороны, углерод в стали Гадфильда оказывается подвижным при температурах выше -25 С, и эффекты деформационного старения способствуют накоплению дислокаций в материале и оказывают более существенный вклад в упрочнение по сравнению с материалами, где атомы внедрения неподвижны [9-14]. Разделить и оценить эффективность вклада в упрочнение от двойннкования и закрепления дислокации атомами внедрения в
поликристалле не представляется возможным, поскольку при деформации полнкристадлпчсского объекта оба эти фактора действуют совместно. Кроме того, деформация поликристаллов осложнена присутствием границ зерен, исходной текстурой и ее эволюцией в процессе пластического течения. В связи с этим представляется актуальным исследование монокристаллов стали Гадфильда, поскольку это позволяет избежать влияния границ зерен и рассмотреть процессы упрочнения в пределах одного зерна, выявить анизотропию механических свойств и механизмов деформации. Сведения о механизмах деформационного упрочнения, роли энергии дефекта упаковки, ориентации кристалла и температуры деформации на упрочнение стали позволят создавать текстурпровашше материалы с набором заданных свойств и конструировать материалы «по типу стали Гадфильда».
Управление прочностными и пластическими характеристиками требует детального исследования механизмов формирования высокой прочности при твердорастворпом упрочнении и пластической деформации. Полученные к данному времени экспериментальные данные свидетельствуют о том, что формирование высокой прочности и пластичности в сплавах с высокой концентрацией атомов внедрения определяется целым рядом факторов, С одной стороны, отличительными чертами деформации аустенитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки у,1У ^0,02 Дж/м2 и с
высокой концентрацией атомов азота и углерода является смена механизма деформации от скольжения к двошшкованшо. При этом деформационное упрочнение описывается линейной зависимостью а (с) и высокой скоростью упрочнения О-dujdc. С другой стороны, достаточно активно в настоящее время развивается направление, согласно которому необычайно высокая скорость деформационного упрочнения при деформации стали Гадфильда обусловлена скольжением в условиях высокой концентрации атомов углерода и эффектов закрепления дислокаций атомами углерода, когда они подвижны. Поскольку большая часть исследований механизма деформации двойпнкованием проводилась на моно- и поликристаллах нпзкопрочпых ГЦК металлов и сплавов, то сложилось мнение о том, что двойинковапне не может явиться определяющим механизмом деформации грапецентрнрованных сплавов, так как проявляется в большинстве случаев при низких температурах Г<300К, после больших степеней деформации г>50% и при высоких скоростях нагружения [15-18]. Изучение монокристаллов гетерофазпых сплавов па основе меди, аустенитных нержавеющих сталей с разной концентрацией азота [18-22] позволило показать, что достижение высокопрочного состояния, повышение предела текучести за счет твердорастворпого
упрочнения и выделения дисперсных частиц в сочетании с низкой энергией дефекта упаковки уЛу ~ЩДж!м2, может инициировать деформацию двойннкованием в
условиях комнатной температуры, а в некоторых случаях переход от скольжения к двойникованшо происходит непосредственно после начала пластического течения, без предшествующего макроскопического скольжения. Исследований на монокристаллах аустсиитных нержавеющих сталей с высокой и низкой концентрацией азота достаточно для того, чтобы утверждать, что повышение концентрации азота и связанное с этим понижение энергии дефекта упаковки сдвигает начало деформации двошшкованнсм и сторону больших температур и меньших степеней деформации. Однако, несмотря на то, что твердорастворное упрочнение углеродом также является эффективным способом достижения высокопрочного состояния, необходимо выяснить, определяет ли легирование углеродом переход от скольжения к двойникованшо по аналогии с азотом. На монокристаллах стали Гадфпльда с концентрацией углерода С"с=1,0 мас.% [22] была экспериментально показана смена механизма деформации от скольжения к двойникованшо, но не было проведено детального исследования ориенташюпной зависимости дислокационной структуры и ее эволюции в процессе пластической деформации. В настоящей работе ставится задача провести исследование механизмов деформационного упрочнения (скольжения и двонпнкования), стадийности пластического течения, дислокационной структуры в зависимости от ориентации оси растяжения и температуры деформации в стали Гадфпльда с большей концентрацией атомов углерода Сс=1,3мас.%. Эта задача становится важной, поскольку если двониикование действительно является причиной аномального упрочнения стали, то исследования позволят определить температурный интервал развития деформации двойннкованием в стали Гадфпльда. Известно, что легирование алюминием поликристаллов стали Гадфпльда, во-первых, повышает энергию дефекта упаковки и подавляет деформацию двойннкованием на ранних степенях деформации, а уровень прочностных свойств па пределе текучести при этом не изменяется [23]. Это позволит выяснить роль двонпнкования в деформационном упрочнении. Кроме того, добавление алюминия в состав поликристаллов стали Гадфпльда снижает диффузионную подвижность углерода и сдвигает область деформационного старения к более высоким температурам. Эксперименты на монокристаллах позволят исследовать деформацию скольжением, когда атомы углерода закреплены в матрице, и сравнить эффективность упрочнения со сталью без алюминия, когда эффекты динамического старения вносят свой вклад в деформацию.
Вышеизложенные аргументы позволили сформулировать постановку задач исследования, выбор сплавов и методов исследования. Представленные в работе исследования преследуют цель выяснить ряд вопросов: влияние повышения концентрации атомов углерода до 1.3мас.%, величины энергии дефекта упаковки н высокого уровня деформирующих напряжении от твердорастворного упрочнения углеродом на проявление механического двойникования в стали Гадфильда, особенности деформационного упрочнения, тип развивающейся дислокационной структуры, характер разрушения. С этой целью для исследования были выбраны монокристаллы различных орннтнровок стали Гадфильда классического состава Fc-ІЗМп-І.ЗС и модифицированной алюминием стали (мас.%). Легированием алюминием предполагалось повысить энергию дефекта упаковки и подавить деформацию двойннкованием в стали Гадфильда.
Кроме того, в аустенитных нержавеющих сталях с низкой энергией дефекта упаковки и концентрацией азота Cn>0.7% обнаружено отклонение от закона Боаса-Шмнда и появление орнентацнонной зависимости критических скалывающих напряжений [18,22]. Предполагается, что сочетание высокого уровня сил трепня за счет твердорастворного упрочнения и низкой уду приведет к появлению пешмпдовекпх эффектов в стали
Гадфильда, связанных с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления полной дислокации а/2<110> па частичные дислокации Шокли а/6<211> и, в некоторых случаях, со сменой механизма деформации от скольжения к двойникованшо с ранних степенен деформации. Л последующее повышение энергии дефекта упаковки при легировании алюминием приведет к снятию этого эффекта за счет того, что расщепление дислокаций будет слабым.
Экспериментальные исследования прочностных и пластических свойств монокристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C, позволили получить ряд новых, не отмеченных ранее данных. Впервые показано, что критические скалывающие напряжения в кристаллах стали Гадфильда, легированных алюминием, не зависят от ориентации кристалла в интервале температур 7=77-6731^. Причина выполняемое закона Боаса-Шмида связана с увеличением энергии дефекта упаковки матрицы при легировании алюминием и с подавлением орнентацнонной зависимости величины расщепления дислокаций л механизма деформации на пределе текучести. Экспериментально установлена сильная температурная зависимость критических скалывающих напряжений двойникования г* в стали Гадфильда в интервале температур
7'=77-673К, которая связана с сильной температурной зависимостью г для скольжения, предшествующего двойникованшо. Впервые показано, что легирование алюминием стали
Гадфнльда подавляет развитие деформации двойннковапнем при 7*=ЗООК на ранних стадиях деформации и приводит к развитию пленарного типа дислокационной структуры: плоских скоплений, мультпполей, микрополос сдвига. На монокристаллах Fe-13Mn-1.3C, при деформации растяжением обнаружен переход «хрупкость-вязкость» во всех исследованных ориентацнях. Установлено, что механизм разрушения и величина однородного удлинения до разрушения (пластичность) определяются температурой испытания и механизмом деформации (скольжение и двонниковапие). Показано, что в [Til] кристаллах Fe-13Mn-I,3C при 7>300К при деформации сжатием с ранних стадии деформации наблюдается образование макроскопических полос сдвига. Отклонение оси сжатия от ориентации [l I lj и легирование алюминием приводят к подавлению локализации деформации.
На защиту выносятся следующие положення:
1. Влияние величины энергии дефекта упаковки на ориентацноннуго зависимость
критических скалывающих напряжений: отсутствие ориентационной зависимости гкр в
кристаллах с высокой /ду« 0,05 Дж/м , существование ориентационной зависимости гкр в стали Fc-13Mn-1.3C с низкой энергией дефекта упаковки /ду и 0,023 Дж/м2. Ориентационная зависимость гкр в стали
обусловлена ориентационной зависимостью величины расщепления дислокаций в поле внешних напряжений и ориентационной зависимостью механизма деформации -скольжения и двойнпковання.
Экспериментально обнаруженное влияние легирования алюминием монокристаллов стали Гадфнльда на тип развивающейся при скольжении дислокационной структуры. Формирование однородной дислокационной структуры при скольжении в стали Fe-13Mn-1.3С с низкой тду, обусловленное восстановлением ближнего порядка в процессе пластического течения. Образование планарной дислокационной структуры — плоских скоплений дислокаций, мультпполей, в стали с высокой у$у, связанное со снижением диффузионной подвижности углерода и подавлением процессов восстановления ближнего порядка в процессе пластического течения.
Экспериментально установленные закономерности двоншіковання в монокристаллах сталей Fc-13Mn-2.7Al-1.3C, Fc-13Mn-1.3C с разной энергией дефект упаковки. Широкий температурный интервал двойнпковання 7=77-673К в высокопрочных монокристаллах стали с низкой у%у и взаимосвязь упрочнения с числом действующих систем двойнпковання - высокий коэффициент деформационного упрочнения при
множественном двойниковашш. Подавление двойннковаїшя на ранних стадиях деформации монокристаллов стали при Г=300К за счет повышения энергии дефекта упаковки при легировании алюминием и развитие двойниковашш во всех исследуемых орнептациях при низких температурах деформации 7"<190IC.
В монокристаллах сталей , Fc-13Mn-1.3C всех исследуемых ориентации обнаружен переход «хрупкость-вязкость». Понижение пластичности и квазпхрупкис картины разрушения при Г<190К связаны с сильной температурной зависимостью критических скалывающих напряжении и интенсивным развитием двошшковання. При 7>190К увеличение пластичности и вязкий характер разрушения обусловлен снижением уровня деформирующих напряжении и возможностью релаксации пиковых напряжений в кристаллах.
Установленные на основе экспериментальных исследований особенности образования макроскопических полос сдвига при сжатии [l 11] кристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-. Формирование макрополос локализованной деформации за счет однородного распределения дислокаций скольжения и их взаимодействия в нескольких системах одновременно в [lllj кристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C. Экспериментальное доказательство подавления локализации при легировании алюминием и отклонении оси кристалла от точного полюса в [11 lj кристаллах стали Гадфильда, обусловленное образованием плоских скоплений дислокации, которые препятствуют образованию непрерывных границ полос.
Модели зарождения и роста деформационных двойников
Анализ основных закономерностей проявления деформационного двойниковапия ГЦК металлов, проведенный в предыдущем разделе, показывает, что двойпикованне облегчается при низких температурах испытания (4.2-77)К, высоких скоростях нагруження и с понижением энергии дефекта упаковки [2,15-17,24-71]. Достижение высокопрочного состояния легированием атомами внедрения и замещения в сплавах с низкой энергией дефекта упаковки зачастую приводит к появлению двойниковапия на ранних стадиях упрочнения. В высокоазотистых аустепитных сталях двоГшикование наблюдается уже с предела текучести, без предшествующего макроскопического скольжения [18,22]. Несмотря па этот факт, большинство моделей рассматривает зарождение двоГшикования посредством накопления и расщепления полных дислокации. Рассмотрим модели зарождения и роста деформационного двопникования.
Зародыш двойника может возникнуть иод действием высоких приложенных напряжений в практически однородной области кристалла (гомогенное зарождение) пли, напротив, может сформироваться только при наличии каких-либо концентраторов напряжений в структуре - плоских скоплении дислокаций, пор, раковин, включений (гетерогенное зарождение). Изучение влияния дефектов на напряжение начала двойннкованші г1в, проведенное па бездефектных «усах» кадмия и цинка, показало, что напряжения ГдВ в них па порядок выше, чем в обычных макроскопических образцах [15]. Зарождение гомогенного двойника происходит тогда, когда напряжения в плоскости двопникования но направлению двопппковапня достигнет теоретической прочности материала. Расчеты, проведенные для ГЦК металлов 1г, Си, ЛІ в предположение гомогенного зарождения двойников, показали, что напряжение дпойнпковання в них равно (0,12-0,17)G, G — модуль сдвига, соответствующего металла [15]. Данный факт позволяет сделать заключение, что в обычно наблюдаемых дефектных структурах двойники зарождаются гетерогенно па дефектах кристаллического строения, а в бездефектных кристаллах, где напряжения течения, как правило, много выше, происходит гомогенное зарождение.
Модели упрочнения в случае гетерогенного зарождения двойников всегда предполагают паличне дислокаций скольжения и кристалле, их расщепление и закрепление на неподвижных дефектах п структуре. Можно выделить три основшлх направления в моделях зарождения двопникования. Первое — полюсные механизмы [15] рассматривают зарождение дефекта упаковки путем расщепления полных дислокаций и последующее его распространение на соседние плоскости двойниковапия при взаимодеГіСтіінн с сидячей дислокацией пли дислокацией, не лежащей в плоскости двойннкованпя, имеющей винтовую компоненту. Другой подход рассматривает расщепление дислокаций с образованием сидячей дислокации и подвижной Шокли, но рассматриваются дислокации, принадлежащие плоскости диойннковання - так называемые «скользящие источники» [62-64]. И, наконец, существуют теории, рассматривающие взаимодействие дислокаций разных систем скольжения: скольжение на коплаиарпых плоскостях, скольжение в первичной и плоскости поперечного скольжения [65,66]. Venables [62,63] предложил модель развития двойника из единичного дефекта упаковки. Он преобразовал модель полюсного источника Cottrell, Bilby [15]. Используя обозначения тетраэдра Томпсона, предположим, что полная дислокация АС лежит в плоскости (/), которая не является плоскостью двойннковання, за исключением длинной ступеньки Ari/V2 о плоскости дЕюйпикования (а) (рис. 1.4а). Часть дислокации в плоскости («) расщеплена на частичные дислокации Шокли аС и Франка Ла , согласно реакции; ЛС = Ла + аС. (1.6)
Под действием внешней нагрузки частичная Шокли движется от сидячей дислокации Франка, разворачивая дефект упаковки в плоскости двойннковання (а) (рис. 1.46). Достигнув нестабильной конфигурации, частичная дислокация Шокли быстро заворачивается вокруг полюсов Лг] и JV2 И достигает положения, показанного па рис. 1.4в. В таком положении два сегмента дислокации аС встречаются вдоль направления RS, имеют разные знаки и лежат в соседних плоскостях диойннковання. Требуется большая энергия для того, чтобы эти дислокации прошли друг друга. Venables [62,63] предложил, что часть дислокации Шокли рекомбіппірует с сидячей дислокацией Франка па отрезке Ri\72. Образованная таким образом полная дислокация ЛС перейдет и соседнюю плоскость (а), снова расщепится, согласно реакции (1.6), и развернет ДУ в этой плоскости. В результате будет достигнута стабильная конфигурация: двойной дефект упаковки, ограниченный сегментами частичных дислокаций SRNi и SRNi (рис. 1.4л). Напряжения, необходимые для работы полюсного источника: Г аСЬ. (1.7) i / где /- длина источника, Ъ\- вектор Бгоргерса частичной дислокации Шокли аС. Если локальные напряжения будут достаточно велики для того, чтобы частичные дислокации прошли друг через друга, то двойник может утолщаться вращением вокруг сидячей дислокации - полюсный источник. Модель хорошо объясняет рост двойника в толщину.
Материал и методика проведения эксперимента
Интерес к стали Гадфильда вызван еще и тем фактом, что орнентацноиная зависимость величины расщепления дислокаций может приводить к орпентациоппой зависимости механизма деформации с ранних степеней деформации. Предельным случаем расщепления дислокаций при растяжении в полюсе 111 можно считать образование механического двойника. По мере роста деформирующих напряжений при твердорастворпом упрочнении атомами углерода в сплавах с низкой энергией дефекта упаковки эффективная #фф в монокристаллах, близких к 111 ориентации, стремится к нулю и в процессе деформирования происходит потеря устойчивости полной дислокации ЙГ/2 110 к расщеплению на частичные Шокли и зарождение двойника. Этот процесс тем ближе к пределу текучести, чем выше значения ст. Таким образом, условия для начала двойникования, как основного механизма деформации, будут достигаться с предела текучести, а не за счет деформационного упрочнения, как это наблюдается в низколегированных сталях. Такая возможность управления механизмом деформации впервые была показана в работе И.В. Кнрсевой, проведенной на аустеннтных нержавеющих сталях с азотом, а позднее в работе Е. И. Литвиновой на монокристаллах высокоазотистых и высокоуглероднетых аустенптных сталей в однофазном состоянии и при дисперсионном твердении [18,22]. В продолжение этих работ стоит подробно изучить влияние температуры деформации па орпентационную зависимость механизма деформации в стали Гадфильда, стадийности пластического течения, коэффициентов деформационного упрочнения и определяющую их дислокационную структуру.
В связи с вышеизложенным одной из задач настоящей работы является систематическое исследование механизмов пластической деформации высокоуглероднетой аустеннтной стали Гадфильда в широком интервале температур испытания 7=(77-б73)К. Предполагается, что сочетание низкой энергии дефекта упаковки и высокой концентрации атомов углерода в стали Гадфильда приведет к развитию двойникования с ранних степенен деформации монокристаллов [011], [l 44j, [і 1 lj ориентации при растяжении. Это позволит исследовать и сравнить стадийность пластического течения, скорость деформационного упрочнения в случае развития одиночного ([Oil], [і 44] ориентации) и множественного ([і 11 j кристаллы) двойникования. Изменением температуры испытания возможно проверить область развития двойннкования в стали Гадфпльда как основного механизма деформации с ранних степеней деформации и проследить температурную зависимость стадийности и скорости упрочнения при одиночном и множественном двойниковашш. Легированием алюминием [Oil], [l44j, [1 1 lj монокристаллов стали Гадфпльда возможно подавить двойннкованне D стали Гадфпльда с предела текучести и сравнить скорость упрочнения ГЦК высоколегированного аустегшта при деформации скольжением и двойникованием в близких ориентировках. Ожидается, что понижении температуры испытания в стали Гадфпльда с алюминием будет сдвигать начало двойннкования к пределу текучести в соответствие с закономерностями развития двойннкования в ГЦК пнзкопрочных металлах,
Поскольку ориентации [012], [T23J, [і із] менее предрасположены двойннкованню, в них предполагается при комнатной температуре проследить смену механизма деформации от скольжения к двоГшпкованию после небольшой степени деформации скольжением. Исследование упрочнения этих ориентации интересно тем, что они позволят выяснить в чистом виде влияние деформации двойникованием на скорость упрочнения и влияние подвижности атомов углерода на скольжение в стали Гадфпльда. Известно, что углерод в стали Гадфильда оказывается подвижным в интервале температур (-25 -250)С, а легирование алюминием понижает диффузионную подвижность углерода в аустспнтс [23]. Следовательно, сравнение свойств монокристаллов [123J ориентации стали Гадфильда с алюминием и без него позволит сопоставить упрочнение при скольжении в условиях, когда атомы внедрения подвижны и когда они закреплены в твердом растворе и выяснить эффективность эффектов динамического деформационного старения в упрочнении материалов па основе железа. Исследование упрочнения монокристаллов [00l] позволит сопоставить упрочнение при множественном двойниковашш в случае, когда атомы углерода закреплены в решетке (Fe-13Mn-2.7Al-1.3С) и когда они легко подвижны и .могут восстанавливать ближний порядок в процессе деформирования стали Гадфильда (Fe-13Mn-1.3C).
Из литературных данных [2-8] известно, что сталь Гадфильда склонна к хладноломкости, которая проявляется в смене механизма разрушения поликристаллов стали от вязкого к межкристаллнтному, резкому спаду пластичности при понижении температуры деформации. Исследование ориепташюнной п температурной зависимости механизма деформации позволит рассмотреть подробно явление вязко-хрупкого перехода в стали Гадфильда при понижении температуры испытания и типа разрушения.
В связи с вышесказанным в работе ставятся следующие конкретные задачи исследования:
1. Исследовать критические скалывающие напряжения гкр в монокристаллах аустенитной стали Гадфнльда Fe-13Mn-1.3C и стали Fe-13Mn-2.7AM.3C (мас.%), легированной алюминием, в зависимости от ориентации кристаллов, температуры испытания 7=77-673К. С использованием монокристаллов сталей Fe-13Mn-1.3C и Fe-13Mn-2.7Al-l.3C выяснить факторы, определяющие смену механизма деформации от скольжения к двойннкованшо.
2. Провести исследования кривых «напряжение-деформация», прецессии оси кристалла, металлографических картин скольжения, дислокационной структуры с деформацией при деформации скольжением и двойипковапнем в условиях, когда атомы углерода подвижны и закреплены в решетке. Разработать физические критерии смены типа дислокационной структуры от ячеистой к плапарной в стали Гадфнльда при изменении энергии дефекта упаковки, уровня сил трения и морфологии твердого раствора (образование кластеров, ближнего порядка).
3. На монокристаллах сплавов Fe-13Mn-1.3C и Fe-13Mn-2.7Al-l.3C выяснить влияние температуры испытания на развивающуюся дислокационную структуру, механизм деформации, пластические характеристики, упрочнение н картину разрушения. Провести анализ температурной зависимости критических скалывающих напряжений двойипковаиня в стали Гадфнльда с алюминием и без пего.
4. Исследовать закономерности локализации деформации при сжатии монокристаллов [111] стали Fc-ІЗМп-І.ЗС и выяснить особенности формирования полос локализованной деформации при отклонении ориентации кристалла от точного полюса [111] и при легировании алюминием.
Орнентационная зависимость г и механизма деформации (скольжение, двойниковапис)
На рисунке 3.1 приведена температурная зависимость критических скалывающих напряжений ткр в [00l] монокристаллах сталей Fc-13Mn-I.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C. Из рисунка видно, что стали с высокой концентрацией атомов внедрения (Сс 1,3 мас.%) характеризуются сильной температурной зависимостью, которая существенно превышает тур{Т) ГЦЬС сплавов замещения, например, сплава Fe-18Cr-16Ni-10Mn [102], не
содержащего атомов внедрения (рис. 3.1 а, б). Температурную зависимость т в монокристаллах сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7AI-l.3C можно разбить на две области: первый низкотемпературный участок при 7/ 7о 223К характеризуется сильной температурной зависимостью ri/t (рис. 3.1 а, б), она существенно превышает температурную зависимость модуля сдвига G(T) (рис. 3.1 д) [102]. В интервале температур 77-223К тир возрастает в 2-2,5 раза, это справедливо для всех исследуемых в работе ориентации сталей Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-l.3C (таблица 3.1). Высокотемпературная область стали Fc-13Mn-2.7Al-l.3C близка к температурной зависимости модуля сдвига при Тв интервале 223-523К. При 7 523К критические напряжения сдвига не изменяются с температурой испытания. Из рисунка 3.1 а видно, что в монокристаллах стали Fe-13Mn-1.3C высокотемпературный участок тур(Т) при 7 7о«223К характеризуется слабой температурной зависимостью Р(Т): Дг22з-б7зг=10+401( (таб. 3.1). Анализ зависимости г (Г), нормированной на модуль сдвига G(T), позволил выявить особенности температурной зависимости г в высокотемпературной части гяї,(Г). Несмотря на единые закономерности упрочнения в низкотемпературной области зависимости TKp{T)!G(T), в высокотемпературной части есть существенные различия (рис. 3.1 в, г): при т 7о=273К для стали Fe-13Mn-1.3C и при 7 7о=523К в стали Fe-13Mn-2.7АЫ.ЗС наблюдается аномальная зависимость тгр(Т)/С(Т) -рост напряжений с ростом температуры. Появление аномальной зависимости Tkp(T)/G(T) от температуры объясняются тем, что при повышенных температурах, подвижными в кристаллах оказываются не только дислокации, но и атомы внедрения. Такое поведение v T IGiT) при повышенных температурах связывают с диффузионными упрочняющими процессами, такими, как динамическое деформационное старение. Подробный анализ температурной зависимости будет проведен в параграфе 3.2.
На рисунке 3.2 а приведены зависимости т,.р(Т) для монокристаллов аустенитной стали Fe-13Mn-2.7AI-1.3C [ill], [00l], [Oil], [і 23] ориентации, которые показывают, что монокристаллы ведут себя в полном соответствии с установленными закономерностями орпсптационноП зависимости для чистых ГЦК металлов и сплавов. Критические скалывающие напряжения тір(Т) не зависят от ориентации монокристаллов во всем исследуемом интервале температур Т=77-673К, то есть для монокристаллов стали Fe-13Mn-2.7Al-l.3C выполняется закон Боаса-Шмида. Установлено, что монокристаллы TllJ, [00l], [Oil], [Г 23] ориентировок характеризуются типичной для ГЦК легированных сплавов с высокой и средней энергией ДУ дислокационной структурой: при Г=300К она имеет планарный характер и характеризуется наличием большого числа мощных плоских скоплений дислокаций (до 100 дислокаций в скоплении) нескольких систем (рис. 3.3 а, б).
При температурах ниже комнатной дислокационная структура стали Fc-l3Mn-2.7Л1-1.3С также носит планарный характер - характеризуется наличием плоских скоплений дислокаций. На рисунке 3.3 в, г представлены дислокационные структуры монокристаллов [011] и [І23] при Г=190К. Деформация во всех ориептацнях определяется скольжением, орнептациошюй зависимости дислокационной структуры нет н ориентациоішоіі зависимости предела текучести в монокристаллах стали Гадфильда, легированной алюминием, не наблюдается (рис, 3.2 а, 3.3).
На рисунке 3.2 С показано, что в стали Fe-13Mn-1.3C наблюдается отклонение от закона Боаса-Шмпда. Кристаллы [00l], [l 23j ориентации являются «жесткими» и имеют высокие г по сравнению с «мягкими» [l44j, [їїі] монокристаллами, которые имеют низкие значения г во всем интервале температур Г=77-673К. Такая зависимость т от ориентации оказывается нетипичной для ГЦК чистых металлов и сплавов замещения, в которых закон Боаса-Шмнда выполняется, и, следовательно, г оказываются независящими от ориентации оси растяжения [2,25,28,29].
На рисунке 3.4 приведены результаты исследований ранних стадии пластического течения е$1% п 001 , 123 , 012 , 111 , 144 , 011 монокристаллах стали Гадфильда при растяжении и 111 монокристаллах при сжатии при Г=300К. На кривых можно выделить два напряжения: т0- предел текучести, после которого начинается отклонение от упругой области деформации (г: = 0.1%) и сгкшгит - напряжение течения, которое получается экстраполяцией первой стадии пластического течения на экстраполированную лшшю упругой деформации (рис. 3,4), за которым следует первая стадия деформации кристаллов. Исследование дислокационной структуры при 7=300К показало, что начало пластического течения с \-2% «жестких» 001 , 123 , 012 кристаллов связано с деформацией скольжением полных а/2 110 дислокаций. Установлено, что в кристаллах [001], [Т23] ориентации при растяжении при с 5% при Г=300К наблюдается равномерное распределение дислокаций скольжения (рис. 3.5 а, б), в монокристаллах [Ї23] дислокации слабо расщеплены и видны узкие дефекты упаковки (рис, 3.5. в). Следовательно, напряжения С70 и акиса„ при деформации [00l], [l 23J монокристаллов обусловлены скольжением полных или слабо расщепленных дислокаций а/2 110 , соответственно.
Закономерности деформационного упрочнения и взаимосвязь дислокационной структуры и свойств [Oil], [l llj монокристаллов стали Fe-13Mn-
Таким образом, напряжение течения сплава, испытывающего деформацию скольжением и двоґшикованием, согласно [18,19] определяется соотношением: ,( f } (4.7) о-„,(О = .w.(«.„-) + Кт(2/)" I yf- I, где / - средняя толщина двойников, Кт - экспериментально определяемая константа. Adler и др. [3] провели сравнительное исследование сплавов, деформирующихся скольжением п двойннковапием, для того, чтобы сравнить упрочнение, сопутствующее им (рис. 4.6 а). Для сравнения с высокоуглеродистым аустенптом (Fe-20.6Ni-l.04C), деформирующимся скольжением, были приведены кривые упрочнения стали Гадфнльда и сплава Co-33Ni-0.02C, где реализуется деформация двонниковапнем и изменение объемной доли двойников с деформацией близко к стали Гадфнльда (рнс. 4.6 б). Сравнение показало, что при малых деформациях (г 0,05), где все три материала деформируются преимущественно скольжением, упрочнение идентично. Поскольку вес три материала обладают близкими уцругтш константами, лет необходимости нормировать кривые течения на модуль сдвига. Сравнение Fe-NUC и Fe-Mn-C не подтверждает специальной роли формирования Mn-С пар в упрочнении, рассмотренной в работе [11]. Идентичное поведение упрочнения стали Гадфнльда с высоким содержанием углерода н пизкоуглсроднетого сплава CoNi показывает, что и углерод не играет особенной роли в упрочнении стали Гадфнльда при комнатной температуре. При 0.06 с 0.22 упрочнение двойникующихся материалов ниже, чем при скольжении и это связано с эффектом динамического разупрочнения при двойпнкованин в одной системе.
Динамическое разупрочнение обусловлено тем, что двойники, развиваясь в одной системе, не испытывают сопротивления своему движению со стороны сопряженных систем скольжения и двоГшнковапия. Далее, при г 0.22 сталь Гадфильда показывает необычно высокое упрочнение и восходящую кривую течения, что приписывают мнкроструктурпому статическому упрочнению от двойников. Вклад статического упрочнения при двонниковании предполагает упрочнение на границах двойников, которые выступают как препятствия скольжению и двонннкованпю и определяется [13]: / 1 (4,8) } f) Д(Т5 =Kr(2ty
Еще одним важным фактором упрочнения выступает «псевдодвоГшикование. Упрочненные двойники оказываются более эффективными препятствиями для скольжения и двойниковання, поскольку, пройдя через границу двойника, дислокация испытывает дополнительное сопротивление своему движению в сдвойпнкованпом объеме материала. Это возникает из-за того, что атомы углерода, находясь в тсраэдрическнх междоузлпх в двойнике, производят дополнительное искажение решетки, большее, чем когда они находятся в обычных октаэдрических позициях. Это обстоятельство затрудняет передачу сдвига через сдвоинпкованиыП кристалл и приводит к появлению высоких значений О па Н стадии деформации кристаллов [oil], [T44J вплоть до разрушения кристаллов. Adler н др. [13] в своей работе учли структуру двойников в твердом растворе внедрения, а именно факт «пссвдодвоГпшкования» (изменение положения атома внедрения от октаэдр і гі еского междоузлия в тетраэдрнческое при движении частичной дислокации Шокли), и ввели дополнительное слагаемое в уравнение (4.7): ег„, (О = er (cwm) + Кг (2/)" + дО"о/. (4.9) где Дсг0/ — член, который описывает различие в прочности аустепптной матрицы и псевдодвойпиковон фазы. В результате они получили следующее соотношение для описания напряжения течения сплава, деформация в котором реализуется скольжением и двойникованием, с учетом образования «псевдодвойниковой» фазы: tr = tr, ас (4.10) где ат -зависимость (4.9), /7 - коэффициент динамического разупрочнения.
В настоящей работе было проведено детальное исследование металлографических картин скольжения и двойнпкования монокристаллов [і 1 lj и их изменение с деформацией. Такие эксперименты позволяют оцепить плотность/н толщину /двойников (таб. 4.2.). В Главе 3 показано, что смена механизма деформации от скольжения к двойникованию в [Г 11] монокристаллах стали Гадфильда происходит близко к пределу текучести, так что єма„ близко к нулю, а величина Ma„{s sm)определяется напряжением течения на пределе текучести. По определению Remy [74] величина коэффициента Kj=70Gb при 7 =293К, то есть для стали Гадфильда составляет 800Па м. Такие ж е значения коэффициента А т были использованы в работе [13] для оценки упрочнения при статическом упрочнении за счет двойнпкования в поликристаллах стали Гадфильда. Коэффициент упрочнения 0 = Аа!Ас при двопникованнп в стали Гадфильда можно оценить, вычислив для различных степеней деформации приращение напряжения по соотношениям (4.8) или (4.9).
Оцепить упрочнение от псевдодвонннковой фазы не удается, так как сложно определить величину Дег0, В таблице 4.2. приведены экспериментально полученные и рассчитанные по формуле (4.8) значения коэффициентов деформационного упрочнения. Сопоставление экспериментальных и рассчитанных данных показывает, что приближение Remy хорошо описывает деформационное упрочнение монокристаллов стали Гадфильда, рассчитанные значення 0 чип имеют близкие значения к 0мпср, полученным из экспериментальных данных. Данные расчетов, приведенные в таблице 4.2, основаны на измерении параметров/и t из картин двонниковання и анализа поверхности кристаллов после персполировки и травления, используя оптическую металлографию. Remy [72-74] для расчета кривых течения сплава CoNi и Adler [13] для анализа статического упрочнения в стали Гадфильда также использовали данные о/и /, взятые из исследования металлографических картин. Исследования дислокационной структуры методами просвечивающей электронной микроскопии показывают, что в действительности двойниковые ламели не являются непрерывными и часто представляют собой совокупность тонких двойников, разделенных тонкими полосками несдвонникованпоп матрицы. Толщины двойников, определенные по электронно-микроскопическим картинам, также приведены в таблице 4.2. и имеют меньшие значения, чем обнаруженные при исследовании методами оптической металлографии. Такие особенности формирования дефектной структуры двойников характерны для концентрированных сплавов внедрения и замещения н связаны со сложностью роста двойников [82]. В грубой оценке можно не принимать во внимание дефектность двойника, поскольку модель Remy использует, по сути дела, принцип подобия структур: Дет х-1 (соотношение (4.5)), и увеличение напряжения будет определяться пробегом х дислокаций внутри блоков, ограниченных двойниковыми границами. Можно предположить, что такая двойниковая граница и будет представлять собой чередование тонких сдвойннкованных и несдвойниковапных объемов (рис. 4.7 а). Наслаивание двойников в таких границах и образование новых границ при интенсивном двоиниковашш в стали Гадфильда будет приводить к уменьшению расстояния х, то есть создавать структуру, подобную той, которая была при меньших степенях деформации, но с меньшими параметрами х, и линейная зависимость х(с) приведет к линейному росту напряжении с деформацией (рис, 4.7 б, в).
