Физическая природа ориентационной зависимости деформации скольжением, двойникованием, γ-ε-α`- мартенситным превращением в монокристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения

2
СОДЕРЖАНИЕ
Введение..............................................................7
I. Ориентационная зависимость и асимметрия критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта
упаковки при твердорастворном упрочнении атомами внедрении........... 26
Введение.............................................................26
1.1. Ориентационная зависимость и асимметрия критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустешггных нержавеющих статей с азотом.,28
1.1.1. Ориентационная зависимость и асимметрия ткр в монокристаллах аустенитной нержавеющей стати Ее-26%Сг-32%>^-3%Мо, легированной азотом.............................................28
1.1.2. Ориентационная зависимость и асиммегрия т,рв монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей Ре-18%Сг-12%№2%Мо-0.015%С, Ее-18%Сг-16%№-10%Мп, Ес-23%Сг-18%М-2%Мо-4%Мп, легированных азотом.............................................31
1.1.3. Ориентационная зависимость ткт в монокристаллах аустенитной нержавеющей стати Ке-19%Сг-8%№-0.99%Мп. легированной азотом..........................................................35
1.2. Ориентационная зависимость и асимметрия критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитных статей, упрочненных атомами углерода.......................................................37
1.2.1. Ориентационная зависимость ткТ в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Нс-18%Сг-16%Ы1-10%Мп-0.4%С....................37
1.2.2. Орнетационная зависимость и асимметрия в моиокристатлах стали Гадфильда.................................................39
1.2.3. Ориентационная зависимость ткр в монокристаллах стати Гадфильда, легированной алюминием..........................................43
1.3. Физическая природа ориентационной зависимости и асимметрии критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитных сталей.........................................................45
3
1.4. Тсрмоактнвационный анализ скольжения в монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки при твердорастворном упрочнении атомами внедрения ..............................................89
2. Развитие механического двойни кования при твердорастворном упрочнении в монокристаллах аустенитных сталей с ранних стадий пластического
течения....................................................................114
Введение...................................................................114
2.1. Развитие механического двойникования вблизи предела текучести а0, в
монокристаллах аустенитных сталей с низкой энергией дефекта
упаковки уо..........................................................122
2.2. Дислокационная модель зарождения двойников с начала пластического
течения в ГЦК твердых растворах внедрения............................149
3. Ориен тационная зависимость у-е-а'- мартенситного превращения в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией
дефскга упаковки...........................................................174
Введение...................................................................174
3.1. Деформация скольжением при растяжении монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей при Т=300 К .......................................182
3.2. у-е-а'- мартенситное превращение при растяжении в монокристаллах [Т11]и[011] аустенитных нержавеющих сталей при Т=77 К.................184
3.3. у-е-а'- мартенситное превращение при растяжении в монокристаллах [123)и [0121 аустенитных нержавеющих сталей при Т=77 К.......................196
3.4. у-е-а'- мартенситное превращение при растяжении в монокристаллах [001) аустенитных нержавеющих сталей при Т-77 К.............................205
3.5. Развитие у-а'- мартенситного превращения при Т=300 К в монокристаллах метастабилышх аустенитных нержавеющих сталей с низкой у0,
предварительно деформированных при Т=77 К..............................208
3.6. Физическая природа ориентационной зависимости развития у-е -мартенситного превращения в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефскга упаковки.............................219
4
3.7. Физическая природа ориентационной зависимости развития у-а'-маргснситного превращения в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефекта упаковки...............................226
3.8. Исследование деформационного упрочнения при у-е-а’ - мартснсигном превращении в монокристаллах аустенитных нержавеющих статей с низкой энергией дефекта упаковки...............................................233
4. Стадийность кривых течения, деформационное упрочнение при скольжении и двойниковании в монокристаллах аустенитных сталей, легированных атомами внедрения, с разной энергией дефекта упаковки ....254 Введение................................................................254
4.1. Дислокационная структура в монокристаллах аустенитных нержавеющих
сталей, легированных азотом.........................................258
4.1.1. Влияние величины энергии дефекта упаковки, ориентации кристалла и температу ры деформации на тип дислокационной структуры в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей без азота...........258
4.1.2. Влияние концентрации азота на ориентационную зависимость тина дислокационной структу ры и механизм деформации.............261
4.1.3. Влияние величины деформации на тип дислокационной структу ры и механизм деформации.........................................267
4.2. Дислокационная структура в монокристаллах стали Гадфильда...........274
4.2.1. Влияние ориентации кристалла, температуры и величины деформации на тип дислокационной структуры в монокристаллах стали Гадфильда ...274
4.2.2. Влияние легирования алюминием на тип дислокационной структуры в монокристаллах стали Гадфильда..............................277
4.3. Физическая природа формирования орнетгтационной зависимости типа дислокационной структуры в монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки при легировании азотом и углеродом........280
4.4. Стадийность кривых течения и коэффициент деформационного упрочнения в монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки ...293
4.4.1. Закономерности пластического течения в монокристаллах
аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%М-3%Мо с высокой энергией дефекта упаковки без атомов азота...................293
5
4.4.2. Закономерности пластического течения в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефекта упаковки без атомов азота..........................................300
4.4.3. Закономерности пластического течения в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Fc-26%Cr-32%Ni-3%Mo с высокой энергией дефскга упаковки, легированной азотом.....................315
4.4.4. Закономерности пластического течения в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефскга упаковки, легированных азотом......................................321
4.4.5. Закономерности пластического течения в монокристаллах стали Гадфильда при деформации растяжением при Т-300 К...................338
4.4.6. Физическая природа деформационного упрочнения в монокристаллах аустенитных сталей при легировании азотом и углеродом..............355
4.4.6.1. Влияние типа дислокационной структуры на коэффициент деформационного упрочнения на стадии II линейного упрочнения.........................................................355
4.4.6.2. Влияние двойникования на коэффициент деформационного упрочнения на стадии II линейного упрочнения.......................365
5. Локализация деформации и разрушение высокопрочных монокристаллов аустенитных сталей при скольжении и двойниковании........................386
Введение.................................................................386
5.1. Локализация пластической деформации в монокристаллах аустенитных сталей
при одноосной деформации.............................................387
5.2. Локализация пластической деформации в монокристаллах стали Гадфильда при равноканальном угловом прессовании...............................403
5.3. Механизмы образования полос локализованной деформации в высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей....................................419
5.4. Особенности разрушения монокристаллов аустенитных сталей в
высокопрочном состоянии .............................................430
5.4.1......Разрушение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей без азота................................................................434
6
5.4.2. Разрушение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей, легированных азотом..............................................440
5.4.3. Разрушение монокристаллов стали Гадфильда.....................449
5.4.4. Механизм образования хрупкого разрушения в высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения..............453
Выводы....................................................................462
Литература................................................................471
7
ВВЕДЕНИЕ
Аустснитныс стали, упрочненные атомами азота и углерода, находящимися в твердом растворе, являются новым важнейшим классом конструкционных и специальных материалов, в которых за счет упрочнения атомами внедрения удается преодолеть основной недостаток аустенитных статей - их низкие прочностные свойства 11-141. Высокая эффективность упрочнения аустетгтных статен азотом и углеродом известна давно 11-211 и в промышленности этот эффект уже используется, например, сталь Гадфильда с высоким содержанием атомов углерода широко используется при изготовлении зубьев ковшей экскаваторов, треков гусениц тракторов и танков, железнодорожных крестовин, деталей камнелробилок, то есть тех деталей, где трение сопровождается ударами и большим давлением [16-241. Экспериментальные исследования прочностных и пластических свойств, выполненные в основном на поликристаллах сталей [1-12, 19-24], показали высокую эффективность твердорастворного упрочнения азотом и углеродом по сравнению с атомами замещения, установили сильную
температурную зависимость твердорасгворного упрочнения, нетипичную для ГЦК-металлов и их сплавов замещения, аналогичную ранее найденной для ОЦК-кристаллов, низкие значения активационного объема и его сильную зависимость от температуры испытания и термически-активнруемой компоненты предела
текучести т*, концентрации атомов внедрения [13, 25, 26].
Важные результаты для анализа проблемы деформационного упрочнения и разрушения получены при анализе влияния азота, углерода на характер развития дислокационной структуры - переход от ячеистой структуры к планарной, на изменение энергии дефекта упаковки, роль расщепления дислокаций и смены механизма деформации от скольжения к двойникованию на величину
коэффнцис!гта деформационного упрочнения и механизм разрушения [1-10, 13-24].
Нержавеющие хромоникелевые стали Ре-18%Сг-(8-14)%>Н (мас.%) с низкой величиной энергии дефскга упаковки у0^0.02 Дж/м' в ходе пластической
деформации при Т<300 К являются мегастабильными и испытывают у-г-а' -мартенентные превращения [27-37]. На поликристаллах аустенитных нержавеющих сталей данного класса в зависимости от концентрации легирующих
8
элементов замещения Cr, Ni, Мп и температуры испытания, не содержащих атомов азота, были проведены исследования у-е-а'- мартенентных превращений при охлаждении, под действием приложенного напряжения и в ходе пластической деформации и получены результаты, которые показывают высокую эффективность влияния мартенситного превращения на прочностные и пластические снойства данных сталей. В частности, обнаружено, что мартенситное превращение увеличивает пластичность. Этот эффект в литературе называют TRIP- эффектом - пластичность, наведенная мартенситным превращением [27-36]. Установлено, что легирование азотом стабилизирует аустеннтную фазу и подавляет мартенситное превращение в сталях данного класса [4, 6, 27). Кроме тою, легирование азотом приводит к повышению уровня деформирующих напряжений и способствует смене механизма деформации от скольжения к двойникованню. Развитие двойннкования, так же как и развитие мартенситного превращения, может способствовать увеличешио пластичности, и этот эффект в литературе называют TWIP - эффектом - пласпгчность, наведенная двойиикованнсм [18.21.27).
Зиачігтельньїс успехи в таких исследованиях позволили создать высокопрочные, с необходимым запасом пластичности и вязкости разрушения, упрочняемые при холодной деформации новые стали для энергетическою, транспортного машиностроения и других областей новой техники [1-9].
Мри внешней завершенности дислокационных моделей деформационного упрочнения сталей при у-с-а'- мартенситном превращении, развивающемся в ходе пластической деформации, и твердорастворного и деформационного упрочнения сталей азотом и углеродом к моменту постановки настоящего исследования практически неразработанными остались важные и шггсрссныс, с точки зрения практического использования, разработки проблемы пластичности и прочности аустенитных сталей с атомами внедрения и без них. Наиболее значимой среди них остается проблема высокою коэффициента деформационного упрочнения, ею зависимости от концентрации атомов внедрения, величины энергии дефекта упаковки, условий смены механизма деформации от скольжения к двойникованню, вклада двойннкования в деформационное упрочнение и сто взаимосвязи с
9
механизмом разрушения высокопрочных сталей, к которым, как известно [37-39), относят материалы с пределом текучести 00 ,-0/100 (О- модуль сдвига).
Разработка дислокационных моделей механического поведения высокопрочных аустешгтных сталей без атомов внедрения при низких температурах Т<300 Кис высокой концентрацией атомов внедрения при Т=77-573К требует постановки экспериментальных исследований на монокристаллах этих сталей. Анализ результатов исследований, полученных на поликристаллах этих статей, осложняется границами зерен и требует целок» ряда специальных исследований: вклада границ зерен в упрочнение при скольжении, двойннкованнн и у-е-а'- мартенситном превращении; выяснения изменения структуры границ зерен при легировании атомами внедрения; оценки роли типа 1раниц зерен в передаче сдвига через границу зерна; действия границ зерен как источников дислокаций; исследования роли кристаллографической текстуры в прочностных свойствах. Указанные факторы поликристалличности могут быгь определяющими в формировании прочностных свойств поликристаллов и вклад границ зерен в прочностные свойства поликристаллов может оказаться решающим при некоторых условиях деформации, например, при высоких температурах.
Выполненный нами анализ даст основание полагать, что в высокопрочных аустенитных сталях следует ожидать появления существенных особенностей структуры индивидуальных дислокаций в поле внешних напряжений, принципиальных особенностей механизмов деформации - скольжения, двойиикования и у-£-а’- мартснситного превращения, деформационного упрочнения, отклонения от закона Боаса-Шмида, ориентационной зависимости и асимметрии критических скатывающих напряжений для скольжения,
двойиикования и у-е-а’- мартснситного превращения, характерных особенности механизма зарождения и развития разрушения [32, 39-42). Все это позволило выделить высокопрочные аустенигные стали как особый класс материалов с необходимостью создания для них собственных дислокационных моделей пластической деформации и разрушения и необходимостью выяснения экспериментальных закономерностей этих процессов. Поскольку ранее в физике пластичности и прочности такого подхода не было, ниже сформулируем основные
10
положения, развитие которых в работе послужило основанием для разработки представлений о высокопрочных аустеннтных сталях как особом классе материалов.
1. Из теории дислокаций известно [32, 39-43], что при растеплении полной ВИ1ПОВОЙ дислокации а/2<110> в ГЦК- кристаллах на частичные дислокации Шокли а/6<211> векторы Бюргсрса одной из компонент частичных дислокаций оказываются противоположными по знаку и, следовательно, в зависимости от направления внешней нагрузки эти компоненты будут притягиваться или отталкиваться. Таким образом, эффективная ширина расщепленной дислокации а/2<110>, а, значит, и энергия дефекта упаковки у0, в иоле внешних напряжений могут существенно изменяться [32. 40]. Указанные особенности структуры расщепленной дислокации не нашли последовательных экспериментальных обоснований и мало используются в физике пластичности, поскольку- вес ранее проведенные исследования были выполнены на низкопрочных ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения, которые характеризовались высокой и средней величиной энергии дефекта упаковки у0Ч).04-0.2 Дж/м2, и уровень напряжений на пределе текучести для деформации скольжением составлял, например, для чистой меди порядка 1 МПа [44, 45], то в таких нкзкопрочных кристаллах структура дислокаций в поле приложенных напряжений не изменялась, закон Ьоаса Шмида выполнялся, следовательно, критические скалывающие напряжения ткр оказывались независящими от ориентации кристалла, и отсутствовало явление асимметрии т.с. ткр не зависели от способа деформации растяжения/сжатия [44, 45]. Впервые нами было подчеркнуто принципиальное значение указанного фактора при сочетании высокого уровня и низких значений энергии дефекта упаковки уо и на основании проведенного анализа предсказан ряд новых эффектов:
а) наличие асимметрии критических скатывающих напряжений в монокристаллах аустеннтных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения и ее зависимость от ориентации, знака и уровня приложенных напряжений, величины энергии дефекта упаковки уо [39-42];
б) влияние величины расщепления дислокаций на тип формирующейся дислокационной структуры и ее зависимость от величины энергии дефекта
упаковки уо, ориетггации кристалла, знака и уровня приложенных напряжений (32,
42];
в) предсказана и экспериментально подтверждена возможность деформации механическим двойникованием в высокопрочных монокристаллах аустсннтных сталей как предельного случая расщепления а'2<110> дислокаций на частичные дислокации Шокли а/6<211 > в поле внешних напряжений с образованием дефекта упаковки вычитания, развития двойникования с начата пластического течения, роль тонкой структуры твердого раствора внедрения в упрочнении двойников и при двойннковании, образования механического двойникования по типу дефектов упаковки внедрения, и таким образом, подтверждена возможность полярности двойникового сдвига в ГЦК- кристаллах - в кристаллах (I! 1] при деформации растяжением образование двойникования происходит по типу дефектов упаковки (ДУ) вычитания, а при деформации сжатием [Т11] - по тину ДУ внедрения 139,
43];
д) ориентационная зависимость развития у-е-а'- мартенентного превращения в монокристаллах аустсннтных нержавеющих сталей с низкой у0, связанного с изменением величины расщепления а/2<110> дислокаций на частичные
дислокации Шокли а/6<211> в поле внешних напряжений [32,40];
е) сформулированы принципы управления действующим механизмом деформации - скольжением или двойникованием - путем направленного изменения структурных факторов: изменения энергии дефекта упаковки матрицы, концентрации атомов внедрения, способа деформации и ориентации кристалла [39].
Таким образом, теоретически предсказанные и экспериментально
обнаруженные отклонения от закона Боаса-Шмида критических скалывающих напряжений, появление их ориентационной зависимости, смена механизма
деформации от скольжения к двойникованию, особенности ориентационной зависимости развития у-с-а’- мартенентного превращения необходимо
рассматривать как общие явления, присущие высокопрочным монокристаллам аустенитных сталей. П работе дается с единых позиций физическая трактовка всех этих явлений, основанная на учете изменения тонкой структуры индивидуальных
12
дислокаций в высокопрочных кристаллах аустенитных сталей в поле внешних напряжений.
2. Принципиальная возможность влияния расщепления дислокаций на величину была теоретически предсказана в [40], однако экспериментально эги вопросы остаются неизученными, особенно применительно к объяснению закономерностей твердорастворного упрочнения атомами внедрения и невыполнимости закона Боаса-Шмида в высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей.
В высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей воздействие поля внешних напряжений на расщепление индивидуальной а/2<110> дислокации на частичные дислокации Шокли а/6<211> может быть существенным при оценке эффектов твердорастворного упрочнения атомами внедрения, ориентационной зависимости критических скатывающих напряжений при сохранении неизменным механизма деформации, осуществляемого трансляционным скольжением, явлений асимметрии критических скалывающих напряжений и отклонения от закона Боаса-Шмида. В этом случае изменение расщепления дислокаций будет оказывать прямое влияние на величину критических скатывающих напряжений т^. !>то следует из анализа сил упругою взаимодействия между дислокацией и атомов внедрения [39, 40, 46- 49], согласно которому увеличение расщепления дислокаций с! и соответствующее ему уменьшение модуля вектора Ьюргерса при расщеплении |Ь]|<(Ь| будет уменьшать энергию взаимодействия Еи, скользящей расщепленной дислокации с атомом внедрения и тем самым приводить к понижению по сравнению с нерасщепленной дислокацией. Т)тот эффект может лежать в основе сильной ориентационной зависимости т*,, в высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей, поскольку известно [40]. что в кристаллах [001] в поле внешних напряжений расщепленность дислокаций при растяжении будет уменьшаться по сравнению с равновесной; в [1 11] - увеличиваться.
3. В высокопрочных монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с содержанием азота С*£0.5 мас.% и стали Гадфильда изменение ширины полной дислокации а/2<110> в поле внешних напряжений должно быть выражено наиболее сильно, и в предельном случае в высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки эти эффекты могуг
13
привести к потери устойчивости а/2<110> дислокаций к их расщеплению на частичные Шокли а/6<211>, появлению дефектов упаковки и к переход)' от скольжения к двойникованию [39, 41]. К моменту постановки задач настоящею исследования в литературе имелись исследования на поликристаллах аустсннтных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения, которые в основном сводились к экспериментальным наблюдениям факта двойникования и в них не рассматривалась физическая причина самой смены механизма деформации от скольжения к двойникованию [6-12, 17, 26]. Не развиты теория и дислокационные механизмы, которые бы учитывали основные параметры - энергию дефекта упаковки, предельную концентрацию атомов внедрения, ориентацию кристалла, способ деформации - и позволяли бы предсказывать условия смены механизма деформации от скольжения к двойникованию, образования нового типа двойникования по типу дефектов упаковки внедрения, ориентационную зависимость этих условий, описывать закономерности твердорастворного и деформационною упрочнения при двойникования. Роль двойникования в деформационном упрочнении и разрушении высокопрочных аустсннтных сталей к моменту постановки настоящей работы остается слабо изученной [6-12, 17, 26]. Это связано с отсутствием прямых экспериментальных данных по исследованию деформационного упрочнения и разрушения в ноли- и монокристаллах в условиях деформации только двойникованием в одной или нескольких системах. Такие исследования необходимы как для дальнейшего развития дислокационной теории деформационного упрочнения за счет взаимодействия двойников с атомами внедрения и друг с другом, так и для теоретического обоснования выбора между аккомодацией пиковых напряжений в местах пересечения либо сдвиговыми процессами - скольжением или двойникованием. либо путем образования трещин.
4. Высокопрочное состояние в монокристаллах аустсннтных нержавеющих сталей без азота с низкой энергией дефект упаковки может быть получено при понижении температуры за счет сильной температурной зависимости Ткр(Т). В этом случае изменение величины расщепления дислокаций а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211> с образованием дефекта упаковки вычитания может привести к переходу от деформации скольжением к развитию у-е - маргенситного превращения. При этом зависимость величины расщепления дислокаций в поле
14
Приложенных напряжений опт ориентации кристалла при одних и тех же условиях -химическом составе стали, температуре испытания, скорости деформации - может привести к развитию у-е - мартенситного превращения в одних ориентациях и подавлению в других. Так. в кристаллах [001] в поле внешних напряжений расщепленность дислокаций при растяжении будет уменьшаться по сравнению с равнонесной и, следовательно, у-е - мартенентное превращение будет подавлено; в 11111 - увеличиваться и у-е - мартеиситиое превращение, напротив, будет интенсивно развиваться. Учет этого факта ранее в литературе не был отмечен. Зависимость величины расщепления дислокаций от ориентации кристалла может привести к ориентационной зависимости величины деформации скольжением до у-е - марте не »ттного превращения. Поскольку е-мартенсит является промежуточной фазой для у-а'- мартенситного превращения, то зависимость от ориентации у-е - мартенситного превращения может привести к развитию у-а'-мартснситного превращения в кристаллах с различной степенью дефектности и, следовательно, при разном уровне напряжений. Другой важный момент, который может быть связан с промежуточной к- фазой, состоит в том, что образование ее в ходе пластической низкотемпературной деформации при 1=11 К может привести к развитию у-а'- мартенситного превращения при высоких температурах Т=3()0 К, при которых оно не развивалось. Учет этого факта также в литературе не был отмечен и впервые рассматривается в данной работе.
5. До сих пор нами при постановке задач исследований детально анализировалась одна из сторон деформации аустеннтных сталей с атомами внедрения, связанная с ролью тонкой структуры скользящей дислокации при ее расщеплении па частичные Шокли. Не мснес важной, по нашему мнению, я&лястся другая сторона проблемы - тонкая структура твердого раствора внедрения и ее изменение при движении полных, расщепленных на частичные а/2<110> дислокаций, частичных дислокаций Шокли 1>, создающих дефект упаковки вычитания. Тонкую
структуру твердого раствора внедрения будем характеризовать, согласно [50, 51], положением атомов внедрения, занимающих октаэдрические междоузлия, корреляцией атомов внедрения в расположении друг с другом, наличием ближнего порядка и кластеров. Изменение структуры твердого раствора при деформации
15
будет заключаться в переходе атомов внедрения из октаэдрических междоузлий в тетраэдрические при движении частичных дислокаций, разрушении ближнего порядка и других концентрационных неоднородностей при движении полных и частичных дислокаций [50, 51]. Движение полных дислокаций не приводит к переходу атомов внедрения из октаэдрических междоузлий в тетраэдрические, а может приводить лишь к разрушению ближнего порядка и других концентрационных неоднородностей. Это обстоятельство, наряду с повышением сопротивления движению дислокаций за счет твердорастворного упрочнения, будет способствовать локализации пластического течения, образованию планарных дислокационных структур в сталях с низкой и высокой у0 [50, 51]. При движении растепленных на частичные дислокации полных дислокаций а'2<110> ведущая дислокация Шокли будет создавать не только дефект упаковки вычитания, но и переводить атомы внедрения из октаэдрических междоузлий в тетраэдрические, тогда как ведомая частичная дислокация Шокли а/6<211> восстанавливает первоначальное положение, заменяя тетраэдрические позиции вновь на октаэдрические. Эта особенность движения частичных дислокаций, составляющих полную дислокацию, может быть причиной высокой эффективности твердорастворного упрочнения от атомов внедрения но сравнению с атомами замещения, поскольку упругие искажения от атомов внедрения в тетраэдрических позициях будут почти в два раза больше, чем в октаэдрических, из-за меньшего размера тетраэдрического междоузлия (г0=5.2 нм - радиус октаэдрического междоузлия, г, =2.8 нм - радиус тетраэдрического междоузлия [52]). Поэтому при оценке твердорастворного упрочнения в аустснитных сталях с атомами внедрения необходимо учитывать не только расщепление полной дислокации а/<110> на частичные Шокли а/6<211>, но и особенности взаимодействия расщепленных и нерасщепленных дислокаций с атомами внедрения. До сих пор такой подход к анализу твердорастворного упрочнения от атомов внедрения не рассматривался.
6. Высокая концентрация атомов внедрения в монокристаллах аустснитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки может, с одной стороны, способствовать легкому зарождению двойников, например, по механизму «скользящего источника» [53], а с другой - затруднять процессы распространения двойников за счет существования ближнего порядка Сг-!Х', Мп-Ы, Мп-С [54]. Мри двойниковании
16
ближний порядок оказывает значительное сопротивление росту двойников, поскольку каждая частичная двойникуюшая дислокация Шокли а/6<211 > должна разрушать ближний порядок [51]. Это может привести к неполному псрсдвойникованию кристаллов аустснитных сталей. К этому же эффекту в кристаллах аустснитных сталей может приводить также изменение тонкой структуры самого твердого раствора при движении двойникующей дислокации, когда атом внедрения из октаэдрического междоузлия до деформации переходит н тетраэдрическое при двойниковании и в результате этого двойники становятся дополнительно упрочнешшыми (50. 51]. Дополнительное упрочнение двойника будет затруднять процессы взаимодействия двойников, возникающих в двух пересекающихся системах двойникования, повышать коэффициент деформационного упрочнения за счет каркасного эффекта при множественном двойниковании и при взаимодействии двойникования со скольжением [39]. Достижение высокого уровня напряжений при множественном двойниковании может привести к смене механизма разрушения от вязкого в кристаллах без двойникования к хрупкому в двойникующихся кристаллах. Действительно, в местах пересечения двойников затруднение процессов пластической деформации, с одной стороны, из-за упрочнения двойников, обусловленное изменением положения атомов внедрения в двойниках, а с другой - из-за резкого повышения сопротивления дислокационному скольжению за счет увеличения плотности дислокаций и двойников может привести к зарождению трещин в местах пересечения двойников друг сдругом и двойникования со скольжением и к последующему ее быстрому распространению вдоль границ деформационных двойников. Таким образом, ориентационная зависимость механизма пластического течения - двойникования и скольжения - может припести к ориентационной зависимости механизма разрушения - вязкого при скольжении и хрупкого при двойниковании.
7. При деформации двойникованнем с предела текучести в монокристаллах аустснитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки и высокой концентрацией атомов внедрения можно ожидать появления аномально высоких эффектов нсупругости пли сверхэластичности при разгрузке, обусловленных обратимым движением двойникуюших дислокаций - упругим двойникованнем. Необходимые
17
условия для обратимого движения двойникующих дислокаций будут досгигаться не только за счет натяжения дефекта упаковки, разрушения и восстановления ближнего порядка, но так же за счет обратимого перехода атомов азота из октаэдрических междоузлий в тетраэдрические и назад при зарождении и исчезновении дефекгов упаковки и двойников. Поэтому сверхэластичность, обусловленную упругим двойникованнсм, следует ожидать при Т<300 К, когда диффузионными процессами перехода атомов внедрения из тетраэдрических позиций в окгаэдрическне можно пренебречь. Повышение температуры испытания и, следовательно, облегчение процессов диффузии азота в двойниках будег приводить к исчезновению движущей силы обратимого движения, связанной с переходом атомов азота из октаэдрических междоузлий в тетраэдрические и при сохранении деформации двойникованием эффектов сверхэластнчности ожидать не приходится. До настоящего времени в литературе нсп экспериментальных работ по исследованию сверхэластичности в поли- и монокристаллах аустеиитиых сталей с атомами внедрения и экспериментальное обнаружение этого удивительного проявления особенностей обратимого пластического течения при деформации двойникованием существенно расширило бы современное представление о механизмах пластического течения таких материалов.
8. Достижение высокого уровня напряжений в монокристаллах аустсшпных сталей за счет твердорастворного упрочнения может приводить к потере устойчивости макроскопической деформации, образованию полос Людерса-Чсрнова и макроскопических полос деформации вблизи предела текучести [39]. Появление таких неустойчивостей пластического течения принципиальным образом будет влиять не только на функциональную зависимость «напряжение-деформация». коэффициент деформационного упрочнения, величину однородного удлинения, но и механизм разрушения. В частности, при образовании макроскопических полос сдвига разрушение может происходить срезом за счет аномально большой локализации пластического течения в этих полосах.
Таким образом, в настоящей работе предполагается, что достижение высокой прочности в монокристаллах аустсшпных сталей при твердорастворном упрочнении атомами внедрения в сочетании с низкой величиной энергии дефекта упаковки может привести к появлению новых, ранее не исследованных в
18
Л1гтсратурс особенностей пластической деформации и разрушения ГЦК- твердых растворов внедрения: 1) появлению ориентационной зависимости и асимметрии Твр; 2) смене механизма деформации от скольжения к двойникованию; 3) возникновению условий для сверхэластичности; 4) ориентационной зависимости у-е-а'- мартенситного превращения; 5) ориентационной зависимости коэффициента деформационного упрочнения и разрушения.
Исходя из вышесказанного, в настоящей работе поставлены следующие конкретные задачи:
1. При твердорастворном упрочнении атомами внедрения монокристаллов аустснитных сталей исследовать закономерности ориентационной зависимости и асимметрии ткр при сохранении одного механизма деформации - скольжения, типа дислокационной структуры в зависимости от ориентации оси кристалла, способа деформации, температуры испытания и величины энергии дефекта упаковки.
2. Выяснить общие закономерности смены механизма деформации от скольжения к двойникованию. особенности зарождения и развития двойникования по типу дефектов упаковки вычитания и внедрения, развития пластической деформации двойникованием как с начала пластического течения, так и после предварительной деформации скольжением в зависимости от величины энергии дефекта упаковки, ориентации оси кристалла, способа деформации, концентрации атомов внедрения и температуры испытания.
3. Развить дислокационную модель зарождения двойников без предшествующей деформации скольжением, основывающейся на изменении структуры индивидуальной дислокации (ее расщепленности на частичные дислокации Шокли) в поле внешних приложенных напряжений.
4. Исследовать ориентационную зависимость развития у-е-а'- мартенситного превращения в монокристаллах нестабильных аустснитных нержавеющих сталей без атомов азота с низкой энергией дефекта упаковки при Т<300 К. Развить модель ориентационной зависимости величины деформации до у-е - мартенситного превращения, базирующейся на учете зависимости расщепления дислокаций в поле приложенных напряжений от оришгтацни. Показать возможность развития у-а'- мартенситного превращения в монокристаллах аустснитных нержавеющих
19
сталей при Т-300 К после низкотемпературной деформации при Т-77 К, в результате которой формируется е- мартенсит. Разработать термодинамическую схему, объясняющую ориентационную зависимость напряжений для у-ос'-мартенситиого превращения при Т=77 К и возможность его развития при Т=300 К.
5. Выяснить механизм деформационного упрочнения монокристаллов высокопрочных аустеннгных сталей при деформации скольжением, двойниковзнием и у-е-а'- маргенситным превращением. Установить основные параметры - объемную долю мартеиситиой фазы или двойникования. множественность сдвиж при скольжении или двойникованин, температуру испытания, ориентацию кристалла, определяющие величину коэффициента деформационного упрочнения.
6. Выяснить общие закономерности развития макрополос сдвига при одноосном сжатии и больших пластических деформаций после равноканального углового прессования в высокопрочных монокристаллах аустснитных сталей в зависимости от ориентации кристалла. Исследовать взаимосвязь тонкой структуры двойников и особенностей их пересечения с пластичностью высокопрочных монокристаллов аустснитных сталей и хрупким разрушением.
Диссертационная работа состоит из введения. 5 глав, выводов и списка цитируемой литературы.
В первой главе приведены результаты экспериментальных исследований закономерностей твердорастворного упрочнения атомами внедрения - азотом, углеродом - монокристаллов аустенитных сталей с различной величиной энергии дефекта упаковки у0=0.01-0.08 Дж/м2 в зависимости от ориентации оси кристалла, способа деформации - растяжения, сжатия - и температуры испытания. На основании собственных исследований показано, что легирование азотом С^<0.1 мас.% приводит: 1) к понижению величины энергии дефект упаковки у0 и 2) к повышению уровня напряжений. Показано, что сочетание двух факторов: низкая величина энергии дефекта упаковки и высокий уровень сил трения, достигаемый за счет гвердорастворного упрочнения атомами внедрения, приводит к отклонению от закона Боаса-Шмида, а именно, появлению ориентационной зависимости и асимметрии кр!ггическнх скалывающих напряжений т*р в монокристаллах
20
аустенитных сталей. Установлено, что отклонение от закона Боаса-Шмида связаны с воздействием высокого уровня деформирующих напряжений, достигаемых в результате твердорастворного упрочнения атомами внедрения, на структуру индивидуальной дислокации (ее расщепленность на часгичные дислокации Шокли).
В монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей твсрдорастворнос упрочнение азотом до С*<0.7 мас.% описывается в модели Флсйшера как ДТир-Ск1'1- Показано, что эффекты гвердорастворною упрочнения зависят от концентрации атомов азота, температуры испытания, ориентации кристалла и величины энергии дефекта упаковки. Сильные эффекты ориентационной зависимости твердорастворного упрочнения имеют место при высоких концентрациях атомов азота и низких температурах испытания.
Показано, что физическая природа ориентационной зависимости твердорастворного упрочнения аустенитных сталей атомами внедрения обусловлена двумя факторами: 1) изменением величины расщепления дислокаций в иоле приложенных напряжении и 2) изменением механизма деформации от скольжения к двойннкованшо.
Во второй главе рассмотрены результаты развития двойниковаяия вблизи предела текучести <Гф.| и без предшествующего скольжения с начала пластического течения. Впервые показано, что в монокристаллах аустенитных статей с атомами внедрения может развиваться двойникование по типу дефектов упаковки (ДУ) внедрения. Двойникование, как и скольжение, в высокопрочных кристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения является полярным механизмом, а именно, при деформации сжатием в кристаллах [001] развивается по типу ДУ вычитания, а при растяжении в кристаллах 1001] - по ДУ внедрения. Развитие двойникования по ДУ вычитания и по ДУ внедрения расширяет області, ориентаций, в которых двойникование развивается вблизи предела текучести о<>.|. Дано объяснение расширения интервала ориентаций, в которых двойникование развивается вблти предела текучести, основанное на учете соотношения факторов Шмида для скольжения и двойникования в кристаллах одной ориентации. Установлено, что критические скалывающие напряжения тКрЛВ для двойникования в
21
монокристаллах аустсннтиых сталей, в которых двойникование развивается вблизи предела текучести ооь зависят от ориентации оси кристалла, температуры испытания и концентрации атомов внедрения. Экспериментально установлено, что в случае, когда двойникование развивается без предшествующего скольжения, наблюдаются эффекты обратимой деформации, связанные с упругим двойннкованнсм. Предложена схема перехода от скольжения к двойинкованшо в монокристаллах аустенитиых сталей без предшествующего скольжения. При развитии схемы перехода от скольжения к двойниковаяию впервые в работе учитывается изменение величины энергии дефекта упаковки у0 от концентрации атомов внедрения и температуры испытания. Предложена дислокационная модель «скользящего источника» развития двойникования по типу ДУ вычитания и ДУ внедрения вблизи предела текучести о&.) в высокопрочных монокристаллах аустенитиых сталей, легированных атомами внедрения. Модель «скользящего источника» учитывает величину расщепления дислокаций и качественно верно описывает ориентационную зависимость Ткр3“ для двойникования и расширение области ориентаций, в которых двойникование развивается вблизи предела ТСКуЧССШ 01).!.
В третьей главе представлены систематические исследования зависимости у-е-а'- мартенситного превращения (МП) при деформации растяжением в монокристаллах аустсннтной нержавеющей стали с низкой величиной энергии дефекта упаковки уо=0.01-0.015 Дж/м2 при Т=77 К без атомов азота в зависимости от орне!ггацни кристалла и температуры испытания. Показано, что понижение температуры испытания Т<173 К приводит к развитию у-е-а'- МП при пластической деформации в монокристаллах стали. Установлено, что при Т=77 К величина деформации скольжением, предшествующей у-с - МГ1, зависит от ористггации оси кристалла. В кристаллах (011] и (Т11] при растяжении у-е - МП развиваегся с начала пластического течения е<3%, тогда как в кристаллах [ 123] и [012] после значительной деформации скольжением еш16% и б=70%, соответственно. Физическая причина ориентационной зависимости у-е - МП связана с влиянием внешних напряжений о на величину расщепления полной дислокации а/2<1 10> на частичные дислокации Шокли а/6<211>, которые создают
22
зародыши е-фазы. Показано, что ориентационная зависимость деформации скольжением, предшествующей у-а'- МП, определяется двумя факторами: ориентационной зависимостью деформации скольжением до у-е - МП и зависимостью от ориентации работы и, необходимой для образования кристаллов а'- мартенсита. Ориентационная зависимость деформации скольжением, предшествующей у-с- МП, приводит к развитию у-а'- МП в кристаллах [III],
[011], [123]и [012] с различной степенью дефектности и, соответственно, при разном уровне напряжений. В кристаллах [001] у-а' - МП макроскопически не наблюдается из-за подавления у-с - МП в данных кристаллах. Установлено, что в кристаллах [111], [011], [123] и [012] у-а'- МП может развиваться при Т=300 К после предварительной деформации при Т=77 К. Физическая причина, обуславливающая развитие у-а'- МП при Т-ООО К, связана с развитием зародышей а'- мартенсита, которые образуются при Т=77 К в ходе пластической деформации. Показано, что при развитии у-с-а' - МГ1 в кристаллах [1 11], [011], [123] и [012] пластическое течение характеризуется высоким коэффициентом деформационного упрочнения и хорошей пластичностью.
В четвертой главе рассмотрены тип формирующейся дислокационной структуры (планарный или ячеистый), стадийность кривых течения и природа высокого значения коэффициента деформационного упрочнения при скольжении и двойниковании.
Показано, что на тип формирующейся дислокационной структуры влияет не только уровень напряжений тР , величина энергии дефекта упаковки у0, температура испытания Т. но и ориентация оси кристалла: так в кристаллах [001] стали Ре-26%Сг-32%1М1-3%Мо с высокой у0 . в которых дислокации в поле внешних напряжений испытывают дополнительное поджатис, при См=0.3 мас.% и Т-300 К формируется ячеистая дислокационная структура, тогда как в кристаллах 11 11], в которых в поле внешних напряжений дислокации испытывают дополнительное расщепление, при тех же самых условиях тР , у0, Т формируется планарная дислокационная структура.
23
Установлено, что повышение уровня деформирующих напряжений при легировании атомами внедрения и при понижении температуры испытания приводит к изменению типа дислокационной структуры от ячеистого в кристаллах без атомов внедрения к планарному с атомами внедрения и к развитию
двойникования. Показано, что в монокристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения коэффициент деформационного упрочнения 0 определяется типом дислокационной структуры и множественностью двойникового сдвига. Разв1гта дислокационная модель деформационного упрочнения при одиночном и множественном двойниковании. Получено качественное и количественное согласие теоретических расчетов 0 с экспериментальными значениями.
Экспериментально установлено, что достижение высокого уровня
деформирующих напряжений при твердорастворном упрочнении атомами внедрения приводит к усилению локализации сдвиг а в одной системе, увеличению протяженности стадии II линейного упрочнения и подавлению стадии III
динамического возврата. Последовательное включение механизмов деформации скольжения и двойникования в кристаллах, ориентированных для одиночного сдвига, сопровождается увеличением пластичности в результате подавления процесса образования шейки.
В пятой главе приведены результаты исследования полос локализованной деформации в условиях деформации скольжением и двойникованнем при
одноосной деформации и равноканальном угловом прессовании и разрушения
высокопрочных монокристаллов аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения. В работе прослежено влияние высокого уровня
деформирующих напряжений, множественности сдвига, гонкой структуры
скользящих дислокаций на формирование полос локализованной деформации различного типа: микро-, макрополосы и полосы сброса. Особое внимание уделено влиянию высокого уровня напряжений и механического двойникования на закономерности хрупкого разрушения в монокристаллах аустенитных сталей с высоким содержанием атомов внедрения. Обнаружен переход «хрупкость-вязкость» в аустенитных статях с высокой концентрацией атомов внедрения.
Па основании экспериментальных и теоретических исследований автор защищает следующие положения:
24
1. Экспериментально найденные особенности ориентационной зависимости и асимметрии критических скалывающих напряжений, отклонение от закона Боаса-Шмида в монокристаллах аустснитных нержавеющих сталей и стали Гадфнльда с высоким содержанием атомов внедрения. Теоретическое обоснование этих явлений и дислокационную модель, основанную на учете изменения величины расщепления полных а/2<110> дислокаций на частичные дислокации Шокли а;6<211> в поле внешних приложенных напряжений и смене механизма деформации от скольжения к двойникованню.
2. Общие закономерности и особенности смены механизма деформации от скольжения к двойникованню в высокопрочных монокристаллах аусгенитных нержавеющих сталей и стали Гадфнльда с высокой концентрацией атомов внедрения (азота, углерода). Дислокационную модель зарождения механических двойников по типу образования дефектов упаковки вычитания и внедрения. Экспериментальное доказательство развития двойникования с начала пластического течения, явление упругого двойникования и условия его реализации в кристаллах аустенитных сталей с высокой концентрацией азота.
3. Ориентационную зависимость у-е-а’- мартснситных превращений в кристаллах аустснитных нержавеющих сталей. Дислокационную модель ориентационной зависимости у-е - мартенентиого превращения, учитывающую зарождение е-фазы при расщеплении дислокаций скольжения а‘2<110> на частичные дислокации Шокли а/'6<211> в поле внешних напряжений. Условия развития у-сГ- мартснситного превращения при Т-300 К и термодинамическую модель ориентационной и температурной зависимости напряжений, необходимых для у-а'- мартснситного превращения.
4. Механизм деформационного упрочнения и сю ориентационную и температурную зависимость при скольжении, двойниковашш, у-е-а'-маргененпюм превращении, структурные факторы, определяющие величину коэффициента деформационного упрочнения и стадийность кривых течения -число действующих систем скольжения, двойникования, 6- мартенсита, величину энергии дефекта упаковки, концентрацию атомов внедрения, тип дислокационной структуры при скольжении - ячеистый или планарный.
25
5. Экспериментально найденные закономерности перехода от трансляционного скольжения к ротационным модам деформации макрополосам локализованной деформации и полосам сброса в зависимости от уровня приложенных напряжений за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения и величины пластической деформации, заданной при одноосном растяжении и сжатии, равноканальном угловом прессовании. Взаимодействие ротационных мод деформации и механического двойникованил при равноканальном угловом прессовании и одноосном сжатии.
6. Ориентационную зависимость механизма разрушения, переход «хрупкость-вязкость» в кристаллах аустенитных сталей с азотом и углеродом. .Дислокационные модели этих явлений, учитывающих высокий уровень напряжений, механизм пластической деформации - скольжение и двойни кование, множественность двойниковою сдвига и тонкую структуру механических двойников.
26
I. ОРИЕНТАЦИОННАЯ ЗАВИСИМОСТЬ И АСИММЕТРИЯ КРИТИЧЕСКИХ СКАЛЫВАЮЩИХ НАПРЯЖЕНИЙ В МОНОКРИСТАЛЛАХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ С РАЗНОЙ ЭНЕРГИЕЙ ДЕФЕКТА УПАКОВКИ ПРИ ТВЕРДОРАСТВОРНОМ УПРОЧНЕНИИ АТОМАМИ ВНЕДРЕНИЯ [64-71]
Введение
Настоящая глава диссертации посвящена экспериментальному исследованию зависимости критических скалывающих напряжений т*,, при скольжении в монокристаллах аустснитиых сталей различного химического состава с разной величиной энергии дефекта упаковки у0 (табл. 1.1) от концсчпрацни атомов внедрения - азота, углерода - CN>c=0.2-I.3 мас.%, температуры испытания, способа деформации (растяжения/сжатия). Путем вариации концентрации атомов внедрения Cn,c“0-2-1.3 мас.% в соответствии с 19, 39] можно в широком интервале изменять уровень деформирующих напряжений за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения. Эго позволяет решать задачи прямого воздействия индуцированного полем внешних напряжений расщепления дислокаций на характер взаимодействия “атом внедрення-дислокация"’ [39, 40). Для исследования выбраны ориентации [111] и [001) в полном соответствии с [40, 42]. Такой выбор ориентаций позволяет исследовать влияние двух крайних случаев изменения расщепления дислокаций в поле приложенных напряжений па характер взаимодействия “атом внедрения-дислокация”: в кристаллах [111) при деформации растяжением наблюдать увеличение расщепления дислокаций, а в кристаллах [001], напротив, уменьшение; при деформации сжатием, наоборот, в [111] - уменьшение, а в (001) - увеличение.
Монокристаллы аустенитиых нержавеющих сталей и стали Гадфильда, химический сосшв которых представлен в табл. 1.1, выращивали методом Бриджмена в алундовых тиглях в атмосфере гелия [44. 55). Вес термические обработки и гомогенизацию монокристаллов проводили в гелии. Образцы для механических испытаний на растяжение размером 16x3x1.5 мм’ имели форму двойной лопатки и были изготовлены на электроискровом станке.
27
Таблица 1.1.
Химический состав исследуемых в работе сталей
№ стали Компонсігтьі, мас.% То, Дж/М2, [56 - 60]
С Сг N1 Мо Мп V Бі А1 Ре
I 0.005 26.0 32.0 3.3 - - - - ост 0.080
II 0.013 18.0 12.4 2.3 1.2 0.01 0.06 - ост 0.030
III 0.005 18.0 16.0 - 10.0 - - - ост 0.030
IV 0.024 22.7 18.3 2.23 4.4 0.01 0.13 - ост 0.030
V 0.08 18.6 7.5 - 0.99 - 0.42 - ост 0.010
VI 0.005 17.0 12.0 - 2.0 - 0.75 - ост 0.025
VII 1.3 - - - 13 - • - ост 0.025
VIII 1.3 - - - 13 т - 2.7 ост 0.050
Образцы на сжатие имели форму параллелепипедов с размерами 3x3x6 мм\ Поврежденные поверхности перед испытанием удаляли химическим травлением к царской водке. Вес образцы электролитически полировали в электролите 200 мл Н3РО4+5О г СгОь механические испытания проводили на специально сконструированной машине типа "Поляни” с автоматической записью кривых течения со скоростью деформации с-гхЮ^-ЗхЮ'4 с'*. Металлографические наблюдения линий скольжения и двойннкования проводили на оптическом микроскопе ЭПИТИП-2. Дислокационную структуру сталей исследовали на электронном микроскопе ЭМ - 125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Фольги для исследования деформированных образцов вырезали из рабочей части на электроискровом станке, утоняли па шлифовальной бумаге и полировали в устройегес ПТФ в электролите 80% метилового спирта + 20% ІЬБО.» при напряжении на полирующей ячейке 20 В и Т=283 К. Растровая электронная микроскопия применялась для классификации характера разрушения по структурным признакам. Рентгеновские исследования проводили для выбора необходимых ориентаций из выращенных монокристаллов, для определения параметра решетки после введения азота разных концентраций, при изучении изменения ориентации кристаллов при деформации скольжением и двойникованием, исследования фазового анализа сталей до и после деформации и
28
определения плоскости разрушения [61). Все кристаллографические построения проводили на стандартной ссзкс Вульфа диаметром 200 мм. Азот в образцы вводили газотермобарическим способом - отжигом в атмосфере азота при 1-1573 К с избыточным давлением 0.1 МПа [62, 53). Концентрацию азота контролировали по параметру решетки и по взвешиванию [61, 63].
1.1. Ориентационная зависимость и асимметрия критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с
азотом
1.1.1. Ориентационная зависимость и асимметрия ткр в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Fe-26%Cr-32%Nl-3%Mo, легированной азотом
Лустснитная нержавеющая сталь Fc-26%Cr-32%Ni-3%Mo характеризуется высокой энергией дефекта упаковки у»=0.080 Дж/м2, за счет высокой концешрации никеля в матрице [56]. На рис. 1.1, а. б и 1.2, а. б представлены зависимости критических скалывающих напряжений гкр от температуры испытания Т=77-673 К, содержания азота CN~0-0.7 мас.%, способа деформации -растяжения/сжатия - монокристаллов стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo двух ориентаций [111] и [001].
Из рис.1.1, а. б (кривые 1, Г) и рис.1.2 а, б (кривые 1, Г) видно, что в кристаллах без азота при Т=293 К наблюдаются низкие значения т^-50 МПа, которые не зависят от ориентации оси растяжения и способа деформации -растяжения/сжатия. При Г<293 К происходит увеличение для ориентаций [001], [111). При 77 К т^, равны 125 МПа и также не зависят от ориентации оси
кристалла и способа деформации растяжения/сжатия. Такой рост ткр с уменьшением температуры обычно связывают с термически-активируемым движением дислокаций в сплавах замещения [44, 45]. При Т>293 К т*р(Т) определяется температурной зависимостью модуля сдвига G(T) и, следовательно.
29
Рисунок 1.1. Температурная и ориентационная зависимости критических скалывающих напряжений ткр в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Рс-26%Сг-32%Мі-3%Мо в зависимости от концентрации атомов азота: а - деформация растяжением; б -деформация сжатием; треугольники - ось растяжения/сжатия [Тії]; квадраты - ось растяжения/сжатия [001 ]; 1 ,Г - без азота; 2,2',3 - См=0.3 мас.%; 4, 5 Січ=0-7 мас.%
Рисунок 1.2. Температурная зависимость критических скатывающих напряжений в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Ст-32%М«-3%Мо при растяжении и сжатии, а - ось растяжения/сжатая [001]; б - [II1]; 1.Г - без азота; 2,2',3' -Сц—0.3 мас.%; белые треугольники и квадраты - деформация растяжением; залитые -деформация сжатием
30
реализуется стадия атсрмичсского скольжения [44, 45]. Критические скалывающие напряжения т,ф не зависят от ориентации и способа деформации -растяжения/сжатия - во всем исследованном жгтервале температур Т 77-673 К и. следовательно, закон Боаса-Шмида для монокристаллов данной стали без азота выполняется [44, 72]. Такая ориентационная зависимость и асимметрия Тц, оказывается типичной для ГЦК- чистых металлов и их сплавов замещения [44, 72].
Легирование азотом до Сц-0.3 мас.% приводит к увеличению ткр во всем интервале температур испытания (рис. 1.1, кривые 2, 2', 3, рис. 1.2, кривые 2, 2\ 3'). Для кристаллов |Т 11] как при растяжении, так и при сжатии термически* активируемая компонента ткр т^-Тц, (77 К)- тьт(293 К) равна 130 МПа и 150 МПа для кристаллов [001], что почти в два раза больше, чем для кристаллов без азота. Атермическая компонента твр при Т>293 К увеличивается в 1.5-2 раза при Сн=0.3 мас.% и в 3-3.5 раза при Ск=0.7 мас.% относительно кристаллов без азота (рис. 1.1, кривая 5).
Небольшая ориентационная зависимость Ат^т^ООЧ -ткр[Т 11] =40 МПа наблюдается при Т=77К в кристаллах с Сц=0.3 мас.% при растяжении и увеличивается доАт,ф=120 МПа при Ск=0.7 мас.% (рис.1.1, кривые 2-5). Это различие в ткр для кристаллов [Т11] и [0011 с С\=0.7 мас.% сохраняется во всем исследуемом интервале Т=77-673 К в отличие от кристаллов с С^=0.3 мас.%, в которых Дтц, >0 имеет место только при Т<293 К.
Таким образом, с увеличением концентрации азота в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо наблюдается закономерное возрастание атермической компоненты ткрс, термически-актнвнруе.мой части Тц, т*/ и ориентационной зависимости Дткр=ткр[001 ]-ткр[Т 11] при концентрации азота Сц>0.3 мас.%. При наблюдении ориентационной зависимости т^, кристаллы [001] являются “жесткими”, поскольку' в [001] ориентации оказываются значительно больше, чем т„р для [111] - “мягких” ориентаций. При Ск^О.З мас.% ни ориентационной зависимости, ни асимметрии в монокристаллах данной стали не наблюдается.
31
1.1.2. Ориентационная зависимость и асимметрия ткр в монокристаллах
аустеиитных нержавеющих сталей Ре-18%Сг-12%М-2%Мо-0.015%С, Ре-18%Сг-16%М-10%Мп, Ре-23%Сг-18%М-2%Мо-4%Мп, легированных азотом
Данный класс аустсннтных нержавеющих сталей характеризуется низкой энергией дефекта упаковки у0=О.ОЗО Дж/м2 при Т=300 К за счет уменьшения концентрации никеля в матрице до (12-18) % (57, 58, 73] по сравнению со сталыо. рассмотренной в разделе 1.1.1. данной работы. На рис. 1.3 - 1.5 представлены экспериментальные данные по исследованию зависимости в монокристаллах аустеиитных нержавеющих сталей Ре-18%Сг-12%М-2%Мо-0.015%С, Ре-18%Сг-16%№-10%Мл, Рс-23%Сг-18%Ы1-2%Мо-4%Мп от температуры испытания, концентрации азота, способа деформации - растяжения/сжатия - двух ориентаций (001], (111). Видно, что уменьшение энергии дефекта упаковки в сталях данного класса до у0-0.030 Дж/м2 приводит к появлению небольшой зависимости ткт от ориентации оси кристалла и способа деформации - растяжения/сжатия Аткр== ткр(001|- тК1>[Т 11] =30 МПа в кристаллах без азота в интервале Т=77-673К (рис. 1.3 - 1.5, кривые 1,2, Г, 2') в отличие от стали I с высокой у0, где в кристаллах без азота ориентационная зависимость Дт,ф= т^,[001]-1^(111]=0 отсутствует (рис. 1.1 и 1.2, кривые 1, Г). Следовательно, уменьшение энергии дефекта упаковки от 0.080 Дж/м2 до 0.030 Дж/м2 приводит к отклонению от закона Боаса-Шмида и Ткр становятся зависимыми от ориентации кристалла и способа деформации -растяжения/сжатия - в состоянии без атомов азота.
Легирование азотом монокристаллов данных сталей в интервале концентраций Сц-0 - 0.5 мас.% приводит к сильным эффектам твердорастворного упрочнения, к усилению температурной .зависимости ткр(Т) и усилению нешмидовских эффектов - ориентационной зависимости и асимметрии т^, которые наблюдаются в шггервалс Т=77-673К (рис. 1.3 - 1.5, кривые 2-8 ). При растяжении кристаллов с азотом ткр[001]> ^[Т11] и, следовательно, ориентация [001] является «жесткой», а [Т11] - «мягкой» (рис. 1.3). При деформации сжат ием
32
Рисунок 1.3. Температурная и ориентационная зависимости критических скалывающих напряжений в
монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефекта упаковки при деформации растяжением: а- Ре-18%Сг-12%№-2%Мо: 1,3,5,7 -ось растяжения {1111; 2,4,6,8-[001]; 1,2 - без азота; 3,4 -Сц=0.3 мас.%; 5,6 • См=0.4 мас.%; 7,8 - См=0.5 мас.%; б -Ре-18%Сг-16%№-10%Мп; 1,3,5 -
ось растяжения {III]; 2,4,6-[001]; 1,2 - без азота; 3,4 -Сц=0.4 мас.%; 5,6 - Сн=0.5 мас.%; в - Ре-23%Сг-18%№-2%Мо; 1,3 - ось растяжения [Т11]; 2,4- [001]; 1,2 - без азота;
3,4 - Ск=0.5 мас.%
Т,К
33
Рисунок 1.4. Температурная и ориентационная зависимости критических скалывающих напряжений т^р в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефекта упаковки при деформации сжатием: а - Те-18%Сг-12%М-2%Мо; 1,3,5 - ось сжатия (001); 2,4,6- [Т11); 1,2 - без азота; 3,4 - Ск-0.4 мас.%; 5,6 - См~0.5 мас.%; б -Ре-18%Сг-16%М-10%Мп; 1,3,5 - ось сжатия (001); 2,4,6 - (Т11] ; 1,2 - без азота; 3,4 - С*=0.4 мас.%; 5,6 - Сн=0.5 мас.%
наблюдается инверсия: кристаллы (001) становятся «мягкими», а (111) жесткими» и ткрсж(001]< т^'*)! 11] (рис.1.4). При смене знака напряжений обнаруживается зависимость от способа деформации, а именно:
Ткрс“[001]<т,/К[001], V“ [Т 11]>т|фр“:[Т II] (рис.1.5). Следует отметить, что различие между «мягкими» и «жесткими» ориентациями увеличивается с ростом содержания азота и оказывается зависящим ог температуры испытания (рис. 1.3 - 1.5).
34
Рисунок 1.5. Температурная зависимость критических скалывающих напряжений т,р в монокристаллах аустенмтных пержавеющих сталей Рс-18%Сг-12%Ы1-2%Мо (а. б) и Рс-18%С г-16%К' і -10%Мп (в, г) при растяжении и сжатии, а,в - ось растяжения/сжатия [0011; б, г - (Ті 1); 1, Г, 2, 2' - без азота; 3, У, 4, 4' - Ск=0.4 мас.%; 5. 5', б. 6’- Ск"0.5 мас.% ; белые треугольники и квадраты деформация растяжением; залитые деформация сжатием
35
1.1.3. Ориентационная зависимость ткр в монокристаллах аустеннтной нержавеющей стали Ре-19%Сг-8%М-0.99%Мп, легированной азотом
Аустенитная нержавеющая сталь Ие-19%Сг-8%К1-0.99%Мп характеризуется низкой энергией дефекта упаковки уо=0.0Ю Дж/м2 при Т-300 К [32]. На рис.1.6 представлены экспериментальные данные зависимости критических скалывающих напряжений т»т от температуры испытания 1-77-673 К, содержания азота Сц=0-0.4 мас.% двух ориентаций [111], [001] при растяжении. Видно,
Рисунок 1.6. Температурная и ориентационная зависимости критических скалывающих напряжений в
монокристаллах аустеннтной
нержавеющей стали Рс-19%Сг-8%№-0.99%Мп с низкой энергией дефекта упаковки при деформации растяжением;
1.3 - ось растяжения [111]; 2,4 - [001];
1,2 - без азота; 3,4 - С^=0-4 мас.%
что в кристаллах [ Г11] без азота при Т=300 К наблюдаются низкие значения т*р=45 МПа, которые не изменяются в температурном интервале Т~77-673К (рис. 1.6, кривая I). В кристаллах [001] без азота при Т*300 К ткр=95 МПа и Дткр=ткр[001]-ткр[Т И] =(95-45) МПа~50 МПа (рис.1.6, кривые 1,2). С понижением температуры испытания Т<300 К наблюдается рост ткр в кристаллах [001] доТ=173 К и. соответственно, увеличивается различие Д-^-т^ОО!] -ткр[7П] =(140-50) МПа=90 МПа при Т=173 К, а при Т<173 К в кристаллах [001] обнаруживается падение ткт, т.е. наблюдается аномальная температурная зависимость хкр('Г) (рис. 1.6 кривая 2). Такое падение т^,, как отмечено в [27, 36, 74, 75], характерно при появлении мартсногга напряжения в сталях данного класса. Повышение
36
температуры испытания Т>300 К в кристаллах [001] приводит к уменьшению ткр и, соответственно, уменьшению величины Дт^т^ОМ] -т„р[111] К60-40)МГ1а=20 МПа при Т=673 К. Аналогичное поведение монокристаллов [012] и [111] аустенитной стали близкого состава было отмечено в [74].
Таким образом, экспериментально показано, чго при низких значениях энергии дефекта упаковки уф£0.010 Дж/м2 в монокристаллах аустенитной нержавеющей стати без азота обнаруживается сильная ориентационная зависимость т*р в широком температурном интервале Т-77-673 К.
Легирование азотом до Си=0-4 мас.% приводит к появлению новых особенностей механического поведения кристаллов Ре-19%Сг-8%Ж-0.99%Мп стати (рис. 1.6, кривые 3,4). В кристаллах [001] исчезает участок аномальной температурной зависимости ткр(Т) и обнаруживается ее усиление с понижением температуры испытания до Т=77 К в обеих ориентациях [001]. [1 11], так *гто т*р изменяются в 2.5-3.5 раза при изменении температуры от 300 К до 77 К и механическое поведение монокристаллов стати Ре- 19%СТ-8%ЬН-0.99%Мп становится аналогичным ранее установленным закономерностям температурной зависимости для монокристазлов аустенитных сталей, рассмотренных в разделах 1.1.1-1.1.2 данной работы. Усиление температурной зависимости т,ф(Т) свидетельствует о стабилизации аустенитной фазы данной стали [4, 6,9, 13, 27, 74]. Ориентационная зависимость в монокристаллах данной «пали, обнаруженная в кристаллах без азота, при легировании азотом Сц=0.4 мас.% сохраняется во всем температурном интервале Т=77-673 К, так что 1 11]<ткр[001] (рис. 1.6. кривые 3,4).
Итак, экспериментально на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с разной энергией дефекта упаковки легированных азотом, (раздел 1.1.1 -1.1.3) обнаружена ориентационная зависимость и асимметрия т^,: при растяжении ^“[М^чНТП], при сжатии тч>сж[001]< ^*[111] и т^ОМ)» ^“[001], т|Срвж[ 1 11] > тч>рвс[ 1 11]. Величина асимметрии и ориагтациониой зависимости ткр зависят от величины энерши дефекта упаковки, концентрации атомов азота.
37
температуры испытания, достигают максимальных значений при низких температурах испытания и максимальном содержании атомов азота.
1.2. Ориентационная зависимость и асимметрия критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустенитных сталей, упрочненных атомами углерода
1.2.1.Ориентационная зависимость ткр в монокристаллах аустеннтной нержавеющей стали Fe-I8%Cr-l6%Ni-10%Mn-0.4%C
11 разделах 1.1.1-1.1.3 диссертации показано, что легирование аустенитных нержавеющих сталей азотом приводит к сильным эффектам твердорастворного упрочнения и к появлению орисіпационной зависимости и асимметрии т^. Многочисленные исследования на поликристаллах аустенитных сталей показали, что легирование как углеродом, так и азотом приводит к сильному твердорасгворному упрочнению [19-21, 59, 60]. Поскольку легирование углеродом приводит К достижению высокопрочною СОСТОЯНИЯ T,p~G/50-G/100, то. очевидно, возникает вопрос об общности найденных закономерностей ориентационной зависимости и асимметрии т^ в монокристаллах сталей с атомами азота и углерода и, следовательно, о возможности появления ориентационной зависимости и асимметрии в монокристаллах аустенитных сталей при легировании углеродом.
На рис. 1.7 представлены экспериментальные данные зависимости критических скатывающих напряжений т,т монокристаллов Fc-18%Cr-l6%Ni-10%Мп стали при растяжении от температуры испытания Т=77- 673 К и содержания углерода CN=0.4 мас.% для двух ориентаций fill] и [001]. Видно, что легирование углеродом монокристаллов Fe-l8%Cr-16%Ni-10%Mn стати приводит к сильному твердорастворному упрочнению: уровень напряжении ткр при Т <300К увеличивается в 2.5-4 раза и при Т>300 К увеличивается в 1.5-2 раза относительно кристаллов без атомов углерода (рис. 1.7, кривые, 3,4). Слабая ориентационная зависимость ткр, обнаруженная в кристаллах без атомов внедрения, усиливается и
38
сохраняется во всем температурном интервале Т=77-673 К при легировании углеродом, так что хир(001] > тч,[1 11) (рис. 1.7, кривые 3,4).
Рисунок 1.7. Температурная и ориентационная зависимости
критических скалывающих
напряжений Тф в монокристаллах аустенитнон нержавеющей стали Гс-18%Сг-16%Г\,1-10%Мп с низкой энергией дефекта упаковки при деформации растяжением; 1,3 - ось растяжения (Т11); 2,4 - [001]; 1,2 - без углерода; 3,4 - Сс=0.4 мас.%
Таким образом, на монокристаллах Fe-lS%Cr-16%Ni-10%Mn стали с Сс=0.4 мас.% показано, что легирование углеродом приводит к появлению ориентационной зависимости ткр: при деформации растяжением кристаллы [001] оказываются «жесткими», а [111] - «мягкими» и ткрр,,сГ 1 11]<тч,р*с[00!], как это выше было показано на монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки у0 при их легировании азотом. Сопоставление экспериментальных данных по твердорастворному упрочнению азотом н углеродом при Сн=0-4 мас.% и Сс=0.4 мас.% (рис. 1.3, 1.6 и 1.7) показывает, что азот и углерод упрочняют монокристаллы аустенитных сталей одинаково и в результате твердорастворного упрочнения азотом и углеродом до равных концентраций обнаруживают близкое по величине различие в Дткр- тч>‘‘|в[001]-х^[ТЧ]. Так при Г-300 К при легировании азотом до 0.4 мас.% Лт^,- 35-45 МПа, при Т=77 К Дткр=70-120 МПа (рис. 13 и 1.6). При легировании углеродом до 0.4 мас.% при Т=300 К Дтф=30-40 МПа, при Т=77 К Дт^=150 МПа (рис. 1.7).
39
1.2.2. Ориентационная зависимость и асимметрия ткр в монокристаллах стали Гадфильда
Выбор монокристаллов стали Гадфильда для исследования эффектов ориентационной зависимости и асимметрии т,р обусловлен следующими причинами. Сталь Гадфильда Ке-(13-14)%Мп-(1-1.3)%С обладает самым высоким деформационным упрочнением и не имеет себе равных по этому качеству среди прочих аустенитных сталей. Оптимальное сочетание концентрации марганца и углерода приводит к низкой энергии дефекта упаковки в стали 1 адфнльда у0=0.025 Дж/м2 [ 18-21. 59]. а наличие углерода в стали Гадфильда в пределах Сс=0.93-1.3 мас.% позволяет с большой достоверностью количественно и качественно оценить влияние углерода как элемента внедрения на твердораствориос упрочнение ГІДК-твердого раствора и эффекты ориентационной зависимости и асимметрии т^..
На рис. 1.8 представлена температурная зависимость Тц,(Т) для монокристаллов стали Гадфильда при растяжении с различной концентрацией атомов углерода для ориентаций [001], [114], [ГИ], [012], [Ї23]. Видно, что легирование углеродом, так же как и азотом, приводит к значительному твердорастворному упрочнению по сравнению с монокристаллами аустенитных сталей без азота (рис. 1.3-1.6). Термически-актнвируемая компонента тКрЯ в 2.5-3 раза больше, чем для кристаллов аустенитных статей без азота. Лтермическая компонента ткр ткр° при Т>293 К увеличиваетея в 1.5-2 раза относительно монокристаллов аустенитных статей без азота. Следует отметить, что при Т>373 К Тц, возрастают с повышением температуры в монокристаллах стали Гадфильда с Сс> 1 03 мас.%. Аналогичный рост т,р при Т>373 К обнаружен в поликристаллах стали Гадфильда с размером зерна <1=30-100 мкм [59, 78]. Рост т,ф при Т>373 К, как правило, связывают с подвижностью атомов углерода в области повышенных температур и с диффузионными упрочняющими процессами, такими, как динамическое деформационное старение [59, 60. 76, 77, 78]. В монокристаллах аустенитных сталей с азотом и стали Гадфильда с Сс=0.93 мас.% такого роста т,р при Т>293 К не обнаружено.
40
Рисунок 1.8. Температурная и ориентационная зависимое™ критических скалывающих напряжений ткр в монокристаллах стали Гадфнльда при деформации растяжением: а -Сс-0.93 мас%, I- ось растяжения [1 II], 2- [012]. 3- [1 14]; б - Сс=1.03 мас%, I- [Т11], 2- [001], 3- [012]; в-Сс=1.3 мас%, 1- [Т11], 2- [001], 3- [Т23]; г - Сс=1.3 мас% + CN=0.2 мас.%, 1- {Ti 1], 2- [001], 3- (Т13]; 4- [012]
Монокристаллы стали Гадфильда при всех исследованных концентрациях атомов углерода при растяжении характеризуются зависимостью т1р от ориентации оси кристалла. 11рн деформации растяжением кристаллы 11 11] оказываются “мягкими", имеют ткр меньше, чем в |001), [I 14), [012], [123] ориетгациях и характеризуются болсс слабой зависимостью т„р от Т: Дтк|>[1 ll]=тlф(77KЬ тЧl(ЗO0K)-13O-l50 МПа, тогда как ориентации [001], [1 14], [012], (1 23] являются “жесткими” : ТиД012]> ткр[Т23)> т»р[001], зависимость тхт(Т) в кристаллах [001], [012], [123] сильная, как в сталях с азотом. Так, для кристаллов [012] Дт^ои]» ^(77 К) -т^ЗОО К)=210 МПа, для [123] - 200 МПа, для [001] - 180 МПа.
Сопоставление Тц, для стали Гадфильда с разной концентрацией углерода Сс“0.93 1.3 мас.% показывает, что принципиального изменения зависимости т^Т) нет (рис. 1.8). Во-первых, при Т=300 К оказываются слабо зависящими от концен фации атомов внедрения (рис. 1.8). Ранее такая зависимость была установлена экспсрнмагталысо для полнкрисгаллов стали Гадфильда с размером зерен 30-100 мкм 178]. Однако это отличает монокристаллы стали Гадфильда с разной концентрацией углерода от выше усыновленных закономерностей для аустенитных сталей с азотом С^О-0.7 мас.%, где с увеличением концентрации азота ткр при Т=300 К увеличиваются (рис. 1.3-1.6). Во-вторых, зависимость т,р(С) при Т=77 К оказывается зиашггельной: для монокристаллов [ 111] ткр изменяются от 220 МПа при Сс=0.93 мас.% до 270 МПа при Сс*1.3 мас.% (рис.1.8 а, б, кривые 1). Это свидетельствует о том, что термнческн-актнвируемая компонента ткр возрастает с ростом концентрации углерода. В-трстьих, для всех исследованных кристаллов стали Гадфильда при растяжении сохраняется ориентационная зависимость т^,: ^[Т11]< ^[001 ], которая сильно выражена при Т=77 К (рис. 1.8).
На рис. 1.9 представлены экспериментальные данные по исследованию температурной зависимости ткр при сжатии монокристаллов стали Гадфильда с Сс=0.93 мас.% ориентаций [Т11 ], [001 ], [012]. Видно, нго при сжатии, так же как и
42
Рисунок 1.9. Температурная и орнсіггациоішая зависимости критических скалывающих напряжений в монокристаллах стали Гадфильда при деформации растяжением и сжатием: а - растяженне/сжатие, белые треугольники и квадраты - деформация растяжением, залитые - сжатием, 1,2 - ось растяжения/ сжатия [Т11], 3,4 - (001 ]; б - (012], в- [Т11]; г — [001 ]
43
при растяжении, монокристаллов стали Гадфильда обнаруживается ориентационная зависимость тжр[001 )<Ткр(Т 1 1]<тхр[012] и наблюдается
асимметрия т,р - зависимость критических скатывающих напряжений от знака приложенной нагрузки - растяжения или сжатия в кристаллах одной ориентации. Кристаллы [Т11] при сжатии имеют выше, чем при растяжении т^ЛТ И] >т*ррас П 11] (рис. 1.9 а. в), а кристаллы [001] при растяжении имеют т*р выше, чем при сжатии 1 ]> IJ (рис.1.9 а, г). В ориентации [012]
значения т,ф при растяжении и сжатии оказываются близкими друг друг)': т«ррос[012]=с ткрс*[012] и асимметрия т^ отсутствует (рис.1.9 б). Температурная зависимосгь твр<ж[001] оказывается значительно слабее, чем при сжатии [Т11] и
[012] кристаллов (рис. 1.9 а, г).
Таким образом, сочетание низкой энергии дефекта упаковки у0 и высокого уровня сил трения за счет высокой концентрации атомов углерода Сс“0.93-1.3 мас.% в стали Гадфильда приводит к появлению ориентационной зависимости и асимметрии T,p.
1.2.3. Ориентационная зависимость ткр в монокристаллах стали
Гадфильда, легированной алюминием
На рисунке 1.10 представлена температурная зависимость при растяжении монокристаллов стали Гадфильда с Сс=1.3 мас.% дополнительно легированной алюминием САг2.7 мас.% [Т11], [001], [011]. [Т23] ориентаций. Согласно литературным данным А1 повышает энергию дефекта упаковки у0> а благоприятное сочетание высокой концентрации углерода Сс=1.3 мас.% и алюминия Саг°2.7 мас.% приводит к твердорастворному упрочнению, равноценному при упрочнении атомами углерода при Сс=1.3 мас.% без А1 [59, 60, 78]. Действительно, сопоставление значений при Т-300 К в стали Гадфильда с Сс=13 мас.% и в стали Гадфильда с А1 даст близкие значения твр*130 МПа (рис. 1.8 и 1.10). Понижение температуры в обеих сталях приводит к одинаковому росту ткр, так что
44
Рисунок 1.10. Температурная зависимость критических скалывающих напряжений в монокристаллах стали Гадфильда, легированной алюминием при деформации растяжением
термически-активируемая компонента ткг!'=т|ф(Т=77 К)-ткр(Т=300 ГС)=300 МПа-130 МПа=170 МПа. Можно предположить, что одинаковый рост ткр с понижением температуры в обеих сталях связан только с взаимодействием скользящих дислокаций с атомами углерода и легирование А1 не дает существенного вклада в тсрмически-активируемые процессы. С увеличением температуры Т>300 К температурная зависимость тф(Т) определяется температурной зависимостью модуля сдвига С(Т) и. следовательно, реализуется стадия атермического скольжения [44]. Рост ткт с повышением температуры в монокристаллах стали Г адфильда с АІ наблюдается при Т>673 К. тогда как в кристаллах стали Гадфильда без А1 при Т>373 К и поведение монокристаллов стали Гадфильда с ЛІ становится таким же, как в монокристаллах аустенкгных сталей с азотом в области повышенных температур. 11о-виднмому, атомы А1 уменьшают диффузионную подвижность углерода, и эго приводит к увеличению температуры, при которой наблюдается рост ткт [60].
45
Критические скалывающие напряжения не зависят от ориентации во веем исследованном интервале температур Т**77-573 К. Следовательно, закон Боаса-Шмида для монокристаллов стали Гадфильда, легированной А1, выполняется [44]. Отсугсгвис ориентационной зависимости хК|, ранее обнаружено на монокристаллах аустентгшой нержавеющей стали с высокой у0 при Ск-'О-О.З мас.% ( раздел 1.1.1) и оказывается типичным для ГЦК- чистых металлов и их сплавов замещения [44].
Таким образом, экспериментальные исследования ориентационной зависимости и асимметрии ткт, представленные в разделах 1.1.1-1.2.3 данной работы, показывают, что. во-первых, ориентационная зависимость и асимметрия не зависят от типа атомов внедрения - азота и углерода. Во-вторых, ориентационная зависимость и асимметрия ткт определяются сочетанием двух факторов - низкой величиной энергии дефекта упаковки у0 и высокого уровня сил трения, который достигается за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения - азотом и углеродом.
1.3. Физическая природа ориентационной зависимости и асимметрии критических скалывающих напряжений в монокристаллах аустснитных сталей
Анализ экспсрнмеггталышх данных, приведенных в разделах 1.1.1-1.2.3, показывает, что в монокристаллах стали Ре-26%Сг-32%Кг-3%Мо без атомов азота с высокой у<>=0.08 Дж/м [56] гг низким уровнем напряжений ~ 50 МПа при Т=300 К критические скатывающие напряжения т,р не зависят от ориентации кристалла и способа деформации - расгяжения/сжатмя (рис. 1.11, кривые 1,2). При Т=77 К Ткр в данной стали увеличиваются в два раза относительно Т=300 К за счет температурной зависимости ткр(Т) и также не зависят от ориентации кристалла и способа деформации (рис. 1.11, а, б, кривые 3, 4). Следовательно, в монокристаллах данной стали выполняется закон Боаса-Шмида, как и в ранее исследованных низкопрочных ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения, которые характеризовались высокой и средней величиной энергии дефекта упаковки
46
Рисунок 1.11. Зависимость критических скалывающих напряжений ткр в монокристаллах аустенитпых нержавеющих сталей без азота от ориентации кристалла и величины энергии дефекта упаковки уо: а - растяжение. 1,2- Т=300 К; 3.4- Т=77 К: 1,3- [У 11]; 2,4 - [001]; б - сжатие/растяжение - залитые треугольники, квадраты - сжатие, светлые - растяжение, 1,3-растяжение [1 11],сжатие [001]; 2,4-сжатие [111],растяжение [001], 1,2-Т-300 К, 3, 4- Т=77 К; уо - литературные данные [32, 56, 57, 58}
7о=0.04-0.2 Дж/м2 [44, 45]. С понижением у0 ДО 0.025-0.3 Дж/м2 157, 58, 73] и при сохранении уровня напряжений 50-60 МПа при Т=300 К в монокристаллах сталей Бс-18%Сг-12%№-2%Мо-0.015%С. Рс-23%Сг-18%№-4%Мп-3%Мо, Бс-18%Сг-16%№-10%Мп обнаруживается слабая зависимость г,т от ориентации кристалла и способа деформации в кристаллах одной ориентации, например, ткрр[Т 11] <ТкРр[(301]; VII11] <т^[Т 11]. Эта зависимость с понижением температуры усиливается. И, наконец, в монокристаллах стали Ре-19%Сг-8Кь 0.99%Мп при том же уровне напряжений т,.р при Т=300 К, но низкой уо—0.01 Дж/м2 [32] наблюдается сильная ориентационная зависимость тч>р[Тп]<ткрр[001) (рис. 1.11. а). Следовательно, из анализа приведенных экспериментальных данных, полученных на монокристаллах аустенитпых сталей с разной у0, следует, что величина энергии дефекта упаковки у0 является важным параметром, который контролирует зависимость от ориентации кристалла и способа деформации в Г'ЦК- кристаллах при низком уровне напряжений.
При повышении уровня напряжений ткт за счет твердорастворного упрочнения азотом С*=0.3 мас.% в монокристаллах стали Бе-26%Сг-32%КьЗ%Мо с высокой уо=0.08 Дж/м2 закон Боаса-Шмида также выполняется и не зависят от
47
ориентации и способа деформации. Закон Боаса-Шмида выполняется и для монокристаллов стали Гадфильда с А1 (рис. 1.10), которая характеризуется высоким уровнем напряжений ткт за счет высокой концентрации атомов углерода Сс=1.3 мас.% и высокой величиной уо=0.05-0.07 Дж/м2 [ 19,21,60).
При СN=0.7 мас.% в монокристаллах стали Ре-2б%Сг-32%Мі-3%Мо с высокой у0*=0.08 Дж/.м2 имеет место сильная ориентационная зависимость т^: VII П)<^/[001], обнаруженная нами в монокристаллах стали Ре-і9%С'г-8№-0.99%.Мп без азота с низкой у0=0.01 Дж/м2 и отсутствующая при том же уровне напряжений в стали Ре-26%Сг-32%Кі-3%Мо с высокой усг=0.08 Дж/м2 (рис. 1.11, а). Следовательно, можно предположить, что ориентационная зависимость в этом случае обусловлена двумя факторами: высоким уровнем напряжений и низкой величиной уо- В литературе есть данные, которые показывают, что у0 может уменьшаться с увеличением концентрации азота и с понижением температуры испытания [54. 57, 58. 73. 79). Однако систематических данных по зависимости у() в аустснигных сталях данного класса от Сц и Т в литературе нег. Поэтому в настоящей работе исследовалась зависимость величины у0 в монокристаллах аустснигных сталей от температуры испытания и концентрации атомов внедрения. Анализ литературных данных по изучению появления дефектов упаковки, двойников и формирования типа дислокационной структуры в сталях близкого состава к исследуемым в данной работе [56. 57, 58. 73. 78] показывает, «гго энергия дефекта упаковки у0 и уровень напряжений а0.| являются основными физическими параметрами, определяющими условия смены механизма деформации от скольжения нерасшепленными дислокациями к скольжению расщепленными дислокациями, дефектами упаковки и. наконец, к двойникованию.
На рисунке 1.12 представлена зависимость эффекта твердораствориого упрочнения Дтф(См'2) монокристаллов аустснигных сталей с разной энергией дефекта упаковки у0, легированных азотом, которая раньше была получена для поликристаллов аустснигных нержавеющих сталей с азотом [9, 13, 80, 81]. Обобщенные данные, представленные на рис. 1.12, показывают, во-первых, что в кристаллах аустснигных нержавеющих сталей с разной энергией дефекта упаковки Уо эффекты твердорастворного упрочнения зависят от концентрации атомов азота,
48
Рисунок 1.12. Концентрационная зависимость твердорастворного
упрочнения монокристаллов
аустенитных нержавеющих сталей с разной энергией дефекта упаковки при различных температурах испытания при деформации растяжением: 2. 4
ориентация оси растяжения [001]; 1.3 -[II1]; 1, 2 - Т 300 К; 3, 4 - Т-77 К; светлые треугольники и квадраты сталь Ре-18%Сг-16%М-10%Мп. уо=0.03 Дж/м2;
залитые грсуголышки и квадраты сталь Рс-18%Сг-12%ЭД-2%М<у0.01 5%С, у0-0.025 Дж/'м2; залитые и светлые кружочки сталь 1;е-26%Сг-32%№-3%Мо, у,Н).065 Дж/м2; К1' - концентрация атомов азота
температуры испытания и ориентации оси кристалла.
Во-вторых. величина ориентационной зависимости критических скалывающих напряжений Ax^T^fOOl] 11] определяется энергией дефекта
упаковки, концентрацией атомов азота, температурой испытания Т и уровнем напряжений ткр.
На рисунке 1.13 представлена разница между значениями критических скалывающих напряжений Дт^ ориентаций “жестких" [001] и “ мягких” [111] в зависимости от уровня критических скалывающих напряжений “жесткой” ориентации [001] для сталей с разной энергией дефекта упаковки. Видно, что сильные эффекты ориентационной зависимости т^, в кристаллах сталей с низкой у0 наблюдаются при CN=0.3 мас.% в температурном интервале 77-573 К (рис. 1.13. а. кривая 1), тогда как в стали с высокой у0 при С»=0.3 мас.% - орнагтацнонная зависимость выражена слабо при Т<300 К (рис. 1.13, а. кривая 2. рис. 1.1, кривые 2, 3). При Cn=0.7 мас.% величина ориентационной зависимости ткр в монокристаллах аустснитной нержавеющей стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo становится близкой к ориентационной зависимости в кристаллах сталей Fe-18%Cr-l2%Ni-2%Mo-0.015%С, Fc-18%Cr-16%Ni-lO%Mn с низкой ‘/о при Cs^0.5 мас.% (рис.1.13, б). Это