Содержание к диссертации
Введение
1 Особенности локализации деформации в стабильных аустенитных сталях 16
Введение к разделу 1 16
1.1 Материалы и методы исследований 30
1.2 Эволюция микроструктуры при прокатке высокоазотистых сталей [49, 50, 99-103] 35
1.3 Закономерности формирования и кристаллогеометрические особенности переориентации кристаллической решётки полос локализации деформации [49, 50, 99-103] 40
1.4 Особенности формирования микроструктуры и полос локализации деформации в процессе прокатки хромоникелевых аустенитных сталей [50, 99, 101-103] 50
1.5 Особенности фазовых превращений при больших пластических деформациях стали 02Х17Н14М2 [106-110] 56
1.6 Эволюция дефектной субструктуры стали 02Х17Н14М2 в условиях деформации прокаткой и кручения под давлением [110] 62
Заключение к разделу 1 67
2 Механизмы деформации и переориентации кристаллической решетки в условиях фазовой нестабильности кристалла в полях высоких локальных напряжений 69
2.1 Возможные варианты переориентации кристаллической решетки в условиях прямых плюс обратных мартенситных превращений 70
2.2 Модели и механизмы мартенситных превращений (МП) 72
2.3 Механизм прямых плюс обратных МП с формированием 60 110 переориентации кристалла в полосах локализации деформации [49, 50, 101-103, 128, 129] 78
2.4 Влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решётки в ПЛД [99, 103] 83
2.5 Дисторсии кристаллической решетки при формировании полос локализации деформации с 60 110 переориентацией кристалла [129, 130] 93
2.6 О механизме механического двойникования в В2 фазе никелида титана [102, 103, 134, 133, 134] 104
Заключение к разделу 2 111
3 Особенности мартенситных превращений и эволюция дефектной микроструктуры при больших пластических деформациях метастабильной аустенитной стали 114
Введение к 3 разделу 114
3.1 Материал и методика исследований 120
3.2 Особенности структурно-фазовых превращений в процессе прокатки при комнатной температур е [175-177] 121
3.3 Эволюция микроструктуры и механизмы пластической деформации в процессе кручения под давлением на наковальнях Бриджмена [181-184] 134
3.4 Обсуждение результатов 143
3.5 Влияние интенсивных внешних воздействий на энергию Гиббса и возможности прямых и обратных мартенситных превращений 146
Заключение к разделу 3 150
4 Закономерности мартенситных превращений и механические свойства метастабильной аустенитной стали в условиях термомеханических обработок 152
Введение к разделу 4 152
4.1 Материалы и методы исследований 157
4.2 Особенности микроструктуры после низкотемпературной и последующей теплой деформации прокаткой [217-221] 158
4.2.1 Результаты РСА, измерений удельной намагниченности и ДСК 158
4.2.2 Результаты просвечивающей электронной микроскопии 162
4.3 Способ повышения прочности метастабильной аустенитной стали (патент РФ № 2598744) [224] 169
Заключение к разделу 4 175
5 Атомные модели зарождения дислокаций и механического двойникования в условиях фазовой нестабильности 176
Введение к разделу 5 176
5.1 Зарождение дислокаций и двойников деформации в нанокристаллах с ГЦК решеткой [251-253] 177
5.2 Атомные модели механического двойникования и 110 переориентации кристаллической решетки в ОЦК нанокристаллах 187
5.3 Обобщение представлений о механизмах обратимых структурных превращений мартенситного типа 195
Заключение к разделу 5 202
Заключение 204
Список условных обозначений, символов, сокращений 208
Список литературы 209
- Эволюция микроструктуры при прокатке высокоазотистых сталей [49, 50, 99-103]
- Влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решётки в ПЛД [99, 103]
- Эволюция микроструктуры и механизмы пластической деформации в процессе кручения под давлением на наковальнях Бриджмена [181-184]
- Обобщение представлений о механизмах обратимых структурных превращений мартенситного типа
Эволюция микроструктуры при прокатке высокоазотистых сталей [49, 50, 99-103]
Электронно-микроскопические исследования показали, что достаточно высокая плотность дефектов кристаллического строения наблюдается в высокоазотистых сталях уже в закалённом состоянии. Кроме хаотического квазиоднородного распределения прямолинейных и искривлённых дислокаций, дислокационных скоплений, наблюдаются участки, содержащие микродвойники и (или) тонкие пластинки -фазы. По-видимому, формирование указанной дефектной структуры происходит в результате высоких локальных внутренних напряжений, возникающих в процессе закалки. Не исключается, в частности, возможность фазового наклёпа в процессе образования частиц нитрида ванадия (VN).
Начиная с деформации = 10%, в сталях наблюдается интенсивное механическое двойникование (см. также работы [104, 105]). В интервале = 10-50% механическое двойникование является доминирующей модой деформации. При этом двойники, образуясь в благоприятно ориентированных зернах, стремятся повернуться в процессе деформации в плоскость, параллельную плоскости прокатки. Поэтому при s 30% пластинки микродвойников практически параллельны или составляют небольшие углы с плоскостью прокатки. При электронно-микроскопическом исследовании тонких фольг в сечениях, параллельных плоскости прокатки, их обнаружение (особенно в тех случаях, когда двойниковые рефлексы на электронограммах совпадают с матричными) без специальных приемов электронно-микроскопического анализа часто оказывается невозможным [99].
Последнее хорошо видно из сравнения микроструктур в разных сечениях прокатанных образцов. Как видно из рисунка 1.9 а, после прокатки высокоазотистой стали Х17АГ18Ф при s « 50% на светлопольном изображении дефектной субструктуры в сечении, параллельном плоскости прокатки, какие-либо признаки электронно-микроскопического контраста от двойников отсутствуют. Между тем, в сечениях, перпендикулярных плоскости прокатки (рисунок 1.9 б), во всех изученных сплавах деформационные микродвойники – главная особенность дефектной субструктуры образцов [99]. После деформации s « (30-50)% практически весь объем деформируемых образцов заполнен микродвойниками толщиной не более нескольких десятков нанометров (рисунок 1.9 б). При этом относительные объемы сдвойникованного и несдвойникованного материала практически одинаковы, а размеры (толщина) микродвойников сравнимы с расстояниями между ними. В результате образцы исследуемых сталей после указанной выше деформации представляют собой слоистые наноструктурные материалы, представляющие собой пакеты слоев двойник/матрица, аналогичные слоям T/M lamella, рассмотренным во вводной части настоящего раздела. В этом случае тонкие фольги для электронной микроскопии, если они (как это чаще всего делается) приготовлены из образцов, параллельных плоскости прокатки, содержат одну или несколько двойниковых границ (или микродвойников), параллельных плоскости фольги [99].
В части зёрен в интервале степеней деформации (30-50)% наблюдается двойникование по разным системам и пластины деформационного s - мартенсита (рисунок 1.10).
Характерной особенностью изучаемых высокоазотистых сталей, содержащих ванадий, являются недеформируемые частицы VN (рисунок 1.11). Они эффективно упрочняют аустенитную матрицу и являются концентраторами напряжений, в частности стимулируя генерацию дефектов при закалке. Связывание азота в частицы VN приводит к уменьшению его концентрации в твёрдом растворе, что сказывается на некотором увеличении энергии дефекта упаковки в сталях с 1 и 2% ванадия по сравнению с безванадиевой высокоазотистой сталью. В результате этого интенсивность двойникования в сталях с ванадием несколько ниже. Однако общие закономерности образования дефектных субструктур изучаемых высокоазотистых сталей (с разным содержанием ванадия) не имеют значительных отличий.
Кроме указанных особенностей, стоит отметить присутствие в исходном состоянии некоторой доли зерен 8 - феррита. Образование этих областей возможно в результате ликвации по элементному составу (в частности по Mn). Аналогичная особенность наблюдалась в работе [51] на стали 316L. Локальные изменения концентрации легирующих элементов могут способствовать снижению стабильности кристаллической решётки по отношению к мартенситным превращениям.
При s « 30% в высокоазотистых сталях появляются первые ПЛД. При дальнейшем увеличении степени деформации, когда полностью исчерпывается двойниковая мода деформации, их формирование становится основным механизмом пластического формоизменения при прокатке [50]. Плотность полос в объёме материала увеличивается с деформацией. Внутри полос кристаллическая решётка фрагментируется в наноструктурное состояние. Интенсивность фрагментации возрастает с увеличением степени деформации. Пересечение полос с внутренней фрагментированной структурой с микродвойниками и полос различных направлений друг с другом приводит к формированию нанокристаллического состояния в значительных объёмах материала. Важное значение для дальнейшего анализа имеет структурное состояние с высокими непрерывными разориентировками, сформированное на стадии, предшествующей образованию ПЛД. Это состояние является характерной чертой дефектных субструктур металлических материалов после больших пластических деформаций [1-3, 11-13, 91-94]. Степень его дефектности принято характеризовать компонентами тензора кривизны кристаллической решетки Xij [1-3, 11-13, 91-94]. Оно формируется в условиях пониженной активности дислокационных (скольжением индивидуальных дислокаций) механизмов деформации. Поэтому при повышении критических напряжений сдвига кривизна кристаллической решетки существенно увеличивается. При больших пластических деформациях это достигается в результате деформационного упрочнения.
В слоистых структурах микродвойников наглядным примером непрерывных разориентировок являются участки изогнутых двойниковых ламелей, один из которых представлен на рисунке 1.12.
Влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решётки в ПЛД [99, 103]
Как показано в первом разделе, образование полос локализации деформации происходит в структурном состоянии с высокой плотностью ламельных микродвойниковых структур. Причем к моменту формирования ПЛД относительная доля сдвойникованного материала достигает (30-50)%. Поэтому ПЛД должны содержать зоны как исходного, так и сдвойникованного кристалла.
В этих условиях характер переориентации кристаллической решетки в ПЛД (особенно при их взаимодействии с двойниками нескольких систем) становится значительно более сложным. Наряду с рассмотренными ранее векторами ()-переориентации 60 110 , в ПЛД должны наблюдаться варианты комбинированной (двойникование + ) переориентации решетки. В связи со сложностью экспериментального определения векторов переориентации решётки в областях ()-превращения в двойниках деформации был проведён теоретический анализ разориентировок с использованием матриц прямых плюс обратных превращений, отвечающих векторам переориентации 60 110 и известных [90] матриц двойникования, подробно [118].
На примере полосы (у— а — -у) деформации с вектором переориентации 0 « 60[01 1] в таблице 2.4 представлены результаты расчета векторов комбинированных (двойникование + (у— -а — -у)-превращение) вариантов переориентации решетки в такой полосе при ее взаимодействии с двойниками разных систем, полученные перемножением матриц двойникования (справа) на матрицу (у— а — -у)-превращения.
Для анализа этих результатов стоит отметить, что значения векторов переориентации в двойниках с плоскостями двойникования {111} отвечают векторам переориентации на 70.5 110 вокруг любого из трех направлений 110 , лежащего в плоскости двойникования. Поэтому, когда направление вектора (у— -а — -переориентации лежит в плоскости двойникования, вектора переориентации при двойниковании и (у— а — -у)-превращении складываются, давая два кристаллографически неэквивалентных вектора 6min, которые определяются соотношением знаков векторов двойниковой и ()-переориентации. Если эти знаки (для 0min) разные (№2 в таблице 2.4), значение вектора переориентации в зоне комбинированного (двойникование + ) превращения составляет 0min = ±10.5 110 . Для одинаковых знаков двойниковой и ()-переориентации решетки (таблица 2.4, № 3) Qmin = 70.5 110 + 60 110 = 130.5 110 , что соответствует минимальному вектору 0min = 49.5 110 , согласно кристаллографической эквивалентности в кубической решетке.
Когда вектор 60 110 переориентации в полосе деформации не лежит в плоскости двойникования, независимо от индексов этой плоскости и знаков векторов переориентации, в зоне двойникования плюс превращения реализуются варианты с минимальными векторами переориентации 0min 34.9 0.15 0.53 0.83 2 7 11 с достаточно сложными индексами направлений. Подчеркнем при этом тот факт, что среди кристаллографически эквивалентных этим векторам находятся вектора типа Экр.экв. 146.4 0.74 0.67 0.07 , составляющие небольшие ( 9) углы с векторами 146.4 110 или 33.6 1 10 . Последнее имеет важное методическое значение при электронно-микроскопической аттестации таких полос, поскольку при значительном (не менее 10) размытии дифракционных максимумов указанные выше варианты переориентации (0min 34.9 0.15 0.53 0.83 и 0кр.экв. 33.6 110 ) экспериментально неразличимы.
Таким образом, в зонах пересечения полос переориентации с двойниками возможны три дополнительных к 60 110 кристаллографически неэквивалентных вектора переориентации кристаллической решетки. Отметим тот факт, что во всех случаях направления векторов переориентации в ПЛД совпадают (или близки) с направлениями типа 110 .
Первый из представленных в таблице 2.4 комбинированных вариантов соответствует формированию в ПЛД зон с относительно невысоким (10.5) углом переориентации. Поскольку величина этого угла сравнима с точностью его измерения и угловыми размерами дифракционных максимумов, возможности электронно-микроскопического обнаружения таких зон весьма ограничены.
Подобная ситуация имеет место и в случае зон 49.5 110 переориентации. На фоне формирующейся внутри ПЛД фрагментированной дефектной субструктуры, приводящей к значительным (до 10 и более) отклонениям ориентации кристаллической решетки от предсказываемой в рассматриваемой здесь модели прямых плюс обратных мартенситных превращений, эти зоны могут быть методически неотличимы от 60 110 переориентации кристалла. Таким образом, при экспериментальном электронно-микроскопическом исследовании ПЛД с зонами комбинированного (двойникование + ) превращения наиболее интересными являются ПЛД с векторами переориентации 0min = 34.9 0.15 0.53 0.83 33.6 110 , поскольку такие вектора переориентации близки к наблюдаемым экспериментально разориентировкам 35 110 . Отметим также, что аналогичный характер переориентации кристаллической решетки представлен на рисунке 1.1 из обзорной работы [51].
Как следует из представленных в разделе 1 примеров анализа разориентировок в ПЛД, достаточно простым и наглядным он оказывается лишь в частных случаях - когда вектора переориентации типа 110 параллельны или составляют небольшие углы с направлением волнового вектора электронов (рисунки 1.14 и 1.21). В общем случае такой анализ, особенно с учётом сложных разориентированных субструктур в зонах локализации деформации, оказывается достаточно трудоёмким, а часто и неоднозначным. С учётом значительного увеличения вариантов переориентации в двойниковых структурах (таблица 2.4) трудности такого анализа многократно возрастают. Последнее требует построения в ходе исследования совмещённых (с исходного и переориентированного кристалла) теоретических электронограмм в зонах превращений, в том числе, с учётом комбинированных (с двойникованием) вариантов переориентации и возможности значительного увеличения угловых размеров дифракционных максимумов в высокодефектных разориентированных субструктурах.
Подробно теоретические электронограммы, построенные для нескольких ориентаций исходного кристалла, соответствующих осям зон с наиболее высокой плотностью дифракционных максимумов на электронограммах представлены в работе [118]. Для этого с использованием матриц переориентации и матриц переориентации комбинированных (двойникование + ) превращений были рассчитаны оси зон переориентированного кристалла для всех возможных вариантов двойникования и 60 110 переориентации при превращении.
С использованием представленных в работах [99, 118] результатов проведём анализ переориентации кристалла в зоне превращения для оси зоны исходного кристалла 111 . Это характерная текстурная компонента, формирующаяся при холодной прокатке сталей, которая часто обнаруживается при электронно-микроскопическом исследовании. Индексы осей зон переориентированного кристалла в процессе превращений исходного и предварительно сдвойникованного кристалла приведены в таблице 2.5. Как видно из 4-й колонки таблицы, большинство расчётных значений осей зон переориентированного кристалла как в случае превращения (№№ 1, 6, 11), так и переориентации в двойниках деформации, имеют сложные индексы. Оси зон со сравнительно простыми индексами и относительно небольшими угловыми расстояниями от рассчитанных теоретически, представлены в колонке 5 той же таблицы. Половина из них ( 113 , 123 , 223 , 332 , 331 ) соответствуют относительно невысокой плотности дифракционных максимумов на электронограммах. Её максимальные значения характерны для осей зон типа 110 , 100 , и 112 - варианты 5-7, 13,14 в таблице. По-видимому, именно эти варианты чаще всего обнаруживаются в процессе электронно-микроскопического исследования. Их примеры представлены на рисунках 1.18 и 1.22 первого раздела диссертации.
Как показал проведённый ранее анализ (таблица 2.4), возможными вариантами переориентации кристалла при распространении ПЛД через микродвойниковые структуры являются два поворота 33.6 110 , близкие к 35 110 . Полная теоретическая схема представленных на рисунках 1.18 и 1.22 электронограмм, построенная с учётом данных теоретического анализа электронограмм, представлена на рисунке 2.5. Сравнение с данными таблицы 2.5 свидетельствует о том, что такой характер дифракционной картины должен наблюдаться, когда полоса превращения с вектором переориентации 0 « 120[1 10] = 60[110] пересекает две (по плоскостям (111) и (111)) системы деформационных микродвойников (№№ 13 и 14 в таблице 2.5). Действительно, как следует из 5-й и 6-й колонок таблицы, под углом 7.5 к плоскости электронограммы находятся плоскости с осями зон [011] и [101] с максимальной плотностью узлов обратной решётки ГЦК кристалла. Поскольку угловые размеры дифракционных максимумов в ПЛД превышают этот угол, их следы фиксируются в плоскости электронограммы. Таким образом, на представленной на рисунке 2.5 а электронограмме отражено 6 осей зон: ось зоны исходного кристалла [111]; две оси зоны от двойников деформации по плоскостям (111) и (111); две оси зоны ([011] и [101]) комбинированного (двойникование + ) варианта переориентации решётки; ось зоны [332] области 60[ 110] переориентации исходного кристалла.
Эволюция микроструктуры и механизмы пластической деформации в процессе кручения под давлением на наковальнях Бриджмена [181-184]
Кручению на наковальнях Бриджмена подвергали образцы в форме дисков толщиной h « 0,2 мм и диаметром 8 мм. Деформацию осуществляли под давлением 8 ГПа при числе оборотов диска iV= 1 - 8. Структурно-фазовые превращения исследовались на фрагментах, расположенных вблизи половины радиуса диска (рисунок 3.12). Тонкие фольги для электронно-микроскопических исследований готовили из сечений, параллельных и перпендикулярных плоскости наковальни. Для изучения влияния скорости кручения на структурно-фазовые превращения, деформация осуществлялась с угловыми скоростями со1 = 200 /мин и со2 = 900 /мин.
Величины сдвиговой (у 2izNR/h) и истинной логарифмической (е lnу) деформаций для расстояний от центра диска R 1 - 3 мм представлены в таблице 3.1. Для рассматриваемых участков при скорости вращения наковальни со1 = 200 /мин скорость сдвиговой деформации ух (0.3 - 0.9)с-1 . При а 2= 900 /мин у2 (1.3 - 3.9)с-1 .
Рентгеноструктурный анализ и измерения удельной намагниченности показали, что объемное содержание а - мартенсита зависит как от степени, так и от скорости деформации (рисунок 3.13). Обнаруживается также є - мартенсит, объемная доля которого во всех исследованных образцах не превышает нескольких процентов.
Согласно данным РСА в случае скорости вращения наковальни са1 = 200 /мин наблюдается монотонный рост объемного содержания мартенсита при увеличении степени деформации: при N = 1 С(а ) (50 - 60)%; N = 8, С(а ) (70 - 90)%. Однако, согласно данным измерений удельной намагниченности объемное содержание мартенсита зависит от степени деформации немонотонно, в интервале N = 5 - 8 наблюдается снижение С(а ) на 10%.
Значения С(а ), полученные из магнитных измерений в большинстве случаев ниже, чем значения, полученные из данных РСА, а для N = 8 различаются более чем на 20%. Указанные различия можно связать с тем, что метод РСА дает информацию о содержании фаз в тонком поверхностном слое (толщиной до нескольких микрон), в то время как измерения удельной намагниченности определяют объемное содержание мартенсита. Условия деформации поверхностных слоев (степень, скорость, температура, возможность проскальзывания, и т.д.) отличаются от таковых в объеме образцов, что может приводить к различию фазового состава.
При увеличении скорости вращения наковальни до со2 = 900 /мин немонотонный характер зависимости С (а ) от N обнаруживается и методом РС А. Содержание мартенсита возрастает при N = 1 - 3 и достигает С(а ) (40 - 50)%, а затем снижается до С(а ) 20% при N = 8. Снижение объемного содержания мартенсита при увеличении степени деформации (рис. 2) является экспериментальным свидетельством реализации прямых плюс обратных ( ) мартенситных превращений в изученных условиях деформации.
После деформации при N = 1 не удается выявить зависимости микроструктуры от скорости кручения. В пределах одной и той же фольги наблюдаются структурно-фазовые состояния с различным объемным содержанием -мартенсита. При этом можно выделить аустенитные области с отдельными мартенситными пластинами (рисунок 3.14), двухфазные ( + ) области со следами - мартенсита (рисунок 3.15), в которых объемное содержание у и а фаз сопоставимо, и области - мартенсита с отдельными пластинами аустенита (рисунок 3.16). Размеры указанных областей (аустенита, мартенсита и двухфазных) варьируются от субмикронных до десятков микрон.
В зонах аустенита наблюдается полосовая структура, представленная микро и нанодвойниками деформации (рисунок 3.14 а). Анализ микродифракционной картины (рисунок 3.14 б) выявляет наличие двойниковых рефлексов аустенита, и рефлексов є - мартенсита, в том числе в виде тяжей, обусловленных наличием пакетов, содержащих тонкие пластины двойников и є - мартенсита (рисунок 3.14 а). Также наблюдаются отдельные рефлексы, принадлежащие -мартенситу, темнопольные изображения в которых выявляют наноразмерные фрагменты этой фазы (рисунок 3.14 а).
Двухфазные области со следами є - мартенсита (рисунок 3.15) представлены пластинчатой структурой, состоящей из фрагментов аустенита и мартенситных ламелей. Аустенитные и мартенситные пластины имеют субмикронные размеры. Область, представленная на рисунке 3.15, содержит также пластины - мартенсита. На электронограмме (рисунок 3.15 б) обнаружены оси зон 110 аустенита и 111 мартенсита, ориентационное соотношение между которыми близко к ориентационному соотношению Курдюмова - Закса.
Области, содержащие преимущественно -фазу (рисунок 3.16), имеют структуру, типичную для пакетного мартенсита с субмикронными ламелями с мало - и высокоугловыми границами разориентации. Внутри мартенситных ламелей может наблюдаться повышенная плотность дислокаций, формируются малоугловые границы разориентации.
После деформации при N = 3 выявляется зависимость микроструктуры от скорости деформации. При скорости со1 наибольший объем занимает пакетный -мартенсит с пластинами мартенсита и фрагментами аустенита. Протяженные аустенитные области встречаются редко, главным образом аустенит наблюдается в качестве одной из составляющих гетерофазных ( + + ) структур (согласуется с данными рисунка 3.13).
На рисунке 3.17 представлена пластина -мартенсита, в которой залегают пластины -мартенсита размерами 20 - 50 нм. Такие пластины могут достигать субмикронных размеров. На дифракционной картине (рисунок 3.17 б) обнаруживаются аустенитные рефлексы [200] в виде тяжей, соответствующие тонким наноразмерным пластинкам двойников аустенита.
При скорости кручения со2 пакетный - мартенсит также занимает значительную часть объема исследованных участков (рисунок 3.18).
Качественным отличием структуры после кручения с повышенной скоростью (са2) при N = 3 является более высокое содержание аустенита. Аустенит наблюдается в виде ламелей (“пакетный” аустенит), подобных по форме и размерам пакетному мартенситу, а также в виде пластин, или фрагментов, входящих в состав гетерофазной структуры (рисунок 3.18 в). Подробный анализ особенностей микроструктуры аустенита будет представлен ниже на примере структурного состояния после кручения при N = 8.
В мартенситных ламелях наблюдается высокая - до (10 дислокаций, малоугловые границы разориентации и структурные состояния с высокой (десятки /мкм) кривизной кристаллической решетки. На рисунке 3.19 представлен пример темнопольного электронно-микроскопического анализа такого состояния с оценками кривизны по формулам (1.2) и (1.3) в мартенситной пластине при последовательном наклоне ( р) образца в гониометре. В случае, рассмотренном на рисунке 3.19, А р = 1, /? 65, sin (/?) = 0.9, Аг 0.04 мкм, следовательно, Х2і 23 /мкм. При максимальной наблюдаемой ширине контура L 0.08 мкм, и предположительной толщине мартенситной пластины At 0.1 мкм, хзі 13 /мкм.
Оценки кривизны в мартенситных пластинах согласно формулам (1.2) и (1.3) дают наиболее вероятные значения Х2і 20 /мкм и максимальные до Х2і 40 /мкм. Структурные состояния с указанными выше значениями компонент тензора кривизны являются источниками высоких локальных внутренних напряжений, которые можно оценить по формуле (1.5). При Xy 20 /мкм эти напряжения составляют лок Е/60 3.7 ГПа, что в несколько раз выше, чем величина предела текучести стали в мартенситном состоянии.
Обобщение представлений о механизмах обратимых структурных превращений мартенситного типа
Обобщение представленных выше и в предыдущих разделах диссертации результатов свидетельствует о том, что использование представлений о прямых плюс обратных (по альтернативным системам) мартенситных превращениях как механизмах деформации и переориентации кристаллической решетки открывает широкие возможности выявления механизмов и физических закономерностей большого числа явлений пластической деформации. Это зарождение частичных и полных дислокаций, образование полос локализации и двойников деформации, формирование нанокристаллических структурных состояний и др. в материалах с различным типом кристаллической решетки и уровнем фазовой стабильности.
Указанные выше возможности в значительной степени определяются удачным выбором используемой при этом теории мартенситных превращений [125], основанной на важной роли кооперативных тепловых колебаний атомов плотноупакованных плоскостей ОЦК фазы в процессе коллективных перестроек атомов кристаллической решетки. Эта теория, во-первых, позволяет описать достаточно широкий (ОЦКГЦК, ОЦКГПУ, ГЦКОЦК и др.) спектр мартенситных превращений. Во-вторых, включает атомные модели указанных выше превращений, которые позволяют выделить различные моды дисторсии (объемная деформация превращения, сдвиги и повороты) кристаллической решетки в процессе прямых плюс обратных МП, а также рассмотреть различные варианты таких превращений с учетом роли этих мод в изменении системы обратных превращений. При этом спектр таких превращений (ГЦКОЦКГЦК, ОЦКГЦКОЦК, ОЦКГПУОЦК) можно свести к следующим вариантам:
- изменение направления сдвига, определяемого направлением коллективных смещений атомов в плоскости превращения (при неизменной плоскости превращения);
- изменение направления однородной деформации превращения типа деформации Бейна (при неизменных плоскости превращения и направлении сдвига);
- изменение плоскости превращения, ведущее одновременно к изменению направлений как сдвиговой, так и однородной деформации превращения;
- изменение типа ориентационных соотношений (К-З или Н-В).
Напомним, что указанные выше плоскости превращения это плоскости кооперативных тепловых колебаний атомов ОЦК фазы, принимающих участие в превращении. Исходя из вышеизложенного, выделим следующие (представленные в таблице 5.4) варианты изменения системы обратного превращения. Заметим, что большинство из этих вариантов обнаружено в настоящее время экспериментально или методами компьютерного моделирования.
Изменение направления мартенситного сдвига (при неизменных плоскости и направлении однородной деформации превращения). При этом возможны следующие варианты:
- в ГЦК решетке в процессе ГЦКОЦКГЦК превращения изменение знака этого направления приводит к зарождению частичных и полных дислокаций и образованию двойников деформации (раздел 5.1);
- в ОЦК кристалле образование двойников деформации возможно путем ОЦКГЦКОЦК превращения при изменении направления сдвига обратного превращения на кристаллографически эквивалентное, составляющее с исходным (при прямом превращении) угол 60, и выполнении ориентационных соотношений К-З (раздел 5.2);
- изменение типа ориентационных соотношений (К-З и Н-В) в процессе такого превращения приводит к переориентации кристаллической решетки со специфическим спектром разориентировок (60 и 60±5.23) вокруг направлений типа 110 .
Изменение направления однородной деформации превращения (при неизменных плоскости превращения и направлении сдвига). Такой вариант возможен в процессе ОЦКГПУОЦК превращений и приводит к переориентации вокруг направлений типа 110 с формированием в ОЦК решетке двойников деформации (угол переориентации 70.5 110 ) и полос переориентации на углы (49.5, 60, 60±5.23).
С этим превращением связывается механическое двойникование, в том числе, в плоскостях со сложными ({113}, {225}, {554}, {332} и др.) индексами, в процессе деформации сжатием [001] монокристаллов никелида титана (раздел 2.6), а также образование микрополос 110 переориентации и двойников деформации при больших пластических деформациях прокаткой сплавов на основе V и Mo-Re [180, 261].
Изменение плоскости превращения предполагает одновременное изменение направлений как сдвиговой, так и однородной деформации превращения Бейновского типа. В ГЦК решетке такой вариант превращения обнаружен при формировании полос локализации в условиях больших пластических деформаций аустенитных сталей (разделы 1 и 3).
Использование этого варианта в условиях ( ) превращения позволило объяснить специфический (60 110 ) характер переориентации этих полос, а также расширение спектра их разориентировок ((10.5, 35, 49.5, 70.5) 110 ) в процессе взаимодействия с предварительно сформированной микродвойниковой структурой (раздел 2.4).
Носителями пластической деформации в процессе указанных выше превращений являются микрообъемы неравновесных мартенситных фаз. Важной модой такой деформации является однородная деформация превращения типа деформации Бейна. В случае ОЦКГПУОЦК превращения эта мода может быть единственной модой деформации, поскольку сдвиги в процессе указанных превращений компенсируются. Следовательно, при анализе закономерностей пластической деформации в зонах таких превращений, в отличие от традиционных подходов теории дислокационной пластичности или мартенситных превращений сдвигового типа, необходимо учитывать диагональные компоненты тензора напряжений в этих зонах. При зарождении частичных дислокаций в ГЦК кристаллах эти компоненты контролируют процессы превращения плоскостей {111} в плоскости кооперативных тепловых колебаний {110} ОЦК фазы, обеспечивая возможность коллективных смещений атомов этих плоскостей на вектор Бюргерса частичных дислокаций.
В работах [133, 262-264] для анализа закономерностей однородной деформации мартенситных превращений, по аналогии с фактором Шмида для сдвиговой моды деформации, определяющим проекцию приложенного напряжения на направление сдвига, введен фактор нормальных напряжений, приведенных к главным осям однородной деформации превращения и характеризующий проекции этих напряжения на направления атомных смещений по главным осям тензора деформации. С его использованием дано физическое обоснование асимметрии деформирующих напряжений при растяжении и сжатии монокристаллов никелида титана в условиях их механического двойникования механизмами ОЦКГПУОЦК превращений. В работах [180, 261] с учетом этого фактора и указанного выше механизма объясняется явление сверхвысокой технологической пластичности сплавов на основе V и Mo-Re.
Основной или единственной (в процессе ОЦКГПУОЦК превращения) модой деформации однородная деформация превращений является лишь в моделях этих превращений. В реальных условиях деформации эти превращения, как правило, развиваются одновременно с дислокационными и кооперативными ротационными модами деформации и переориентации кристаллической решетки. Особую роль в их активизации может играть неравновесный характер носителей деформации. В указанных выше микрообъемах неравновесных мартенситных фаз, а также в исходной ОЦК или ГЦК фазе в условиях ее фазовой нестабильности в поле напряжений, весьма высока вероятность значительного снижения модулей. Это должно приводить к эффективному разупрочнению материала и активизации практически всех известных мод деформации: дислокационного скольжения в результате снижения критических напряжений сдвига; диффузионных механизмов деформации вследствие уменьшения энергий активации образования и миграции точечных дефектов; коллективных ротационных мод деформации, развивающихся с участием указанных выше механизмов. Результатом такой активизации является, например, интенсивная фрагментация кристаллической решетки в полосах локализации деформации аустенитных сталей, приводящая в конечном итоге к формированию нанокристаллических структур (раздел 2.4, рисунок 2.7).