Механизмы деформации высокопрочных монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда

2
СОДЕРЖАНИЕ
Стр.
Введение 4
1. О соотношении скольжения и лвойникования в Г! 1.К кристаллах 11
1.1. Особенности смены механизма деформации от скольжения к двонннкованию в монокристаллах чистых ГЦК металлов 11
1.2. Особенности механического лвойникования в ГЦК сплавах замещения 24
1.3. Особенност и механического лвойникования в ГЦК сплавах внедрения и дисперсно-упрочненных материалах 39
1.4. Дислокационные модели лвойникования ГЦК металлов и сплавов 51
2. Постановка задач. Выбор материала для исследований. Методика эксперимента 68
2.1. Постановка задач исследования. Выбор материала для исследования 68
2.2. Материал и методика проведения эксперимента 79
3. Твердорастворное упрочнение и дисперсионное твердение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали
Гадфильда с высоким содержанием атомов внедрения 100
3.1. Твердорастворнос упрочнение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда с высоким содержанием атомов внедрения 100
3.1.1. Твердорастворное упрочнение атомами азота монокристаллов аустенитной нержавеющей стали Ре-26Сг-32>П-ЗМо с высокой уду 103
3.1.2. Твердорастворнос упрочнение углеродом монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с низкой уду 126
3.1.3. Ориентационная зависимость т*р в монокристаллах п али
5
Гадфильда с высоким содержанием атомов внедрения и низкой у,,> 141
3.2. Дисперсионное твердение монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей, упрочненных атомами внедрения 170
4.0 соотношении деформации скольжением и двойни кованием в высокопрочных монокристаллах стали Гадфильда с низкой уд> 222
4.1. Двойникованис при растяжении в [011], [ 3771, [ Т44], [ II1] ориентациях 224
4.2. Механическое двойникованис при растяжении монокристаллов стали Гадфильда в [012], [ Т13], [ 123), [001] ориентациях и при сжатии в [ II1] 253
4.3. Механизм зарождения двойников в монокрисгаллах стали Гадфильда 278
Выводы 291
Л итература 293
4
ВВЕДЕНИЕ
Аустенитные нержавеющие стали, упрочненные атомами внедрения азотом и углеродом, дисперсными частицами вторичных фаз (карбидами и нитридами) представляют собой важный класс современных конструкционных материалов [1-9]. Для получения высокой прочности в этих сталях используются не только твердорастворное упрочнение и дисперсионное твердение, но и интенсивная пластическая деформация [1-3, 5-11]. Анализ закономерностей пластического течения этого класса сталей показывает, что введение в аустенитную матрицу с низкой энергией дефекта упаковки Уду'-0.020-0.030 Дж/м2 атомов внедрения и дисперсных частиц приводит к значительному увеличению предела текучести а„ ( и коэффициента деформационного упрочнения 0 [1-11].
Управление прочностными п пластическими свойствами, разработка теории оптимального легирования таких сталей азотом и углеродом невозможна без выяснения механизмов формирования высокой прочности при твердорастворном упрочнении и пластической деформации. В последнее время одним из наиболее интенсивно развивающихся в научном и практическом плане является направление, связанное с разработкой физических механизмов, ответственных за достижение высоких прочностных свойств в аустенитных нержавеющих сталях с азотом С*=0-0.5 вес. % и стали Гадфильда (Рс-13% Мп - 1.2%С, вес. %) [1-3, 5-7, 10-18].
Полученные к настоящему времени экспериментальные данные свидетельствуют о наличии ряда факторов, определяющих формирование прочностных и пластических свойств таких сталей с высокой концентрацией атомов внедрения. Известно, что деформация в таких материалах может осуществляться как скольжением расщепленных дислокаций, так и двойни-кованием [9, 10, 12-16]. Отличительными характеристиками этих материалов являются высокая прочность, пластичность, склонность к высокому
5
упрочнению при деформации и линейный характер ст(е) зависимости [1-16). Факт существования двойников в этих сплавах установлен экспериментально [10-13]. В связи с чем, уникальные свойства стали Гадфильда и аус-тенитных нержавеющих сталей, упрочненных атомами внедрения, связывают с развитием деформации двойникованием. Однако, в настоящее время активно развивается другое направление при изучении природы высоких значений 0 и линейной зависимости о(с) в стали Гадфильда и аусте-нитных нержавеющих сталях, упрочненных атомами внедрения, согласно которому необычное поведение этих сплавов связано с деформацией скольжением в условиях высокой концентрации атомов легирующих элементов [3, 15-18]. До сих пор практически все экспериментальные работы выполнялись па поликристаллах этих сплавов и процессы пластического течения сильно осложнялись присутствием границ зерен, исходной текстурой поликристаллов и ее изменением прн деформации [3, 7,9-13, 16-18]. Вместе с тем, решение вопроса о соотношении скольжения и двойникова-ния в стали Гадфильда представляется важным, поскольку в этом случае появится возможность конструировать металлы и сплавы по типу стали Гадфильда.
Вопрос о соотношении двух конкурирующих механизмов (скольжения и двойниковання) в ГЦК мсталических кристаллах до недавнего времени однозначно решался в пользу деформации скольжением (19-21]. Эти представления сложились на основании изучения низкопрочных Г1 [К чистых металлов и сплавов замещения [19-29], где механическое двойникование обычно реализуется на поздних стадиях пластического течения непосредственно перед разрушением при низких температурах испытаний Т<300 К или при высоких скоростях деформации. Впервые ревизия подобного подхода к решению вопроса о двойниковании проводилась при изучении монокристаллов ГЦК гегерофазных сплавов Си-А1-Со, Си-ТГА1, Си-КГБп [30-32], где экспериментальные исследования показали, что вве-
6
демие дисперсных частиц разной природы в матрицу с низкой уд>Ч).02-0.04 Дж/м2 приводит не просто к повышению уровня деформирующих напряжений, но и принципиальным образом изменяет механизм пластической деформации от скольжения к двонникованню. Это явилось основанием считать, что механизмы деформации ГЦК высокопрочных дисперсионно -твердеющих монокристаллов оказываются отличными от наблюдаемых в состоянии пересыщенного твердого раствора. Так. если в гетерофазном состоянии механизмом, определяющим формоизменение ГЦК кристаллов может быть двойникование, то при твердорастворном упрочнении происходит обычное скольжение.
Вместе с тем, выполненные в последние годы в СФТИ исследования на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей [33-37], обнаружили, что твердорастворное упрочнение атомами азота также приводит к доеги-жению высокопрочного состояния, а при больших концентрациях азота См=0.5-0.7 вес.% в сплавах с низкой ул>=0.02 Дж/м2 при Т<300 К может происходить смена механизма деформации от скольжения к двойникова-нию. Важным экспериментальным фактом для развития теории механического двойникования в ГЦК материалах, в том числе и аустенитных нержавеющих сталях с высокой концентрацией атомов азота, является обнаружение развития двойникования без предшествующего макроскопического скольжения [30-32, 37].
Однако, пока эти результаты были получены в единичном случае на примере монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с низкой уДу=0.02 Дж/м2, легированных азотом [37]. Нерешенными остались многие принципиальные вопросы. В частности, является ли смена механизма деформации от скольжения к двойникованию специфической особенностью только сплавов, легированных азотом, или это общая черта для ГЦК сплавов, содержащих атомы внедрения. Отсутствуют систематические исследования стадийности пластического течения при деформации двойникованн-
7
ем сплавов, упрочненных атомами внедрения.
В настоящей работе предпринята попытка восполнить этот пробел и выяснить общность закономерностей перехода от скольжения к двойнико-ванию при твсрдорасгворном упрочнении атомами внедрения высокой концентрации Ссл=0.4-1.3 вес. % и дисперсионном твердении на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда в зависимости от типа атомов внедрения (азот, углерод), типа выделяющихся частиц (карбиды, нитриды) и величины энергии дефекта упаковки уЛу=0.02-0.08 Дж/м2.
В связи с вышеизложенным, постановка задач исследования, подбор сплавов для работы и методов, применяемых в настоящей работе, были нацелены на выяснение основного вопроса - вопроса о роли высокого уровня деформирующих напряжений, достигаемых за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения и дисперсионного твердения на смену механизма деформации от скольжения к двойникованию и исследование роли двойниковання и в деформационном упрочнении. С этой целью, во-первых, для исследования были выбраны монокристаллы аустенитных нержавеющих сталей с разной энергией дефекта упаковки улу =0.02-0. 08 Дж/м2 и с высокой концентрацией атомов азота и углерода Сс.к>0.4 вес.% и сталь Гадфильда. Выбором в качестве упрочнителя атомов азота и углерода и изменением уЛу предполагалось при деформации скольжением снизить процессы динамическою возврата путем поперечного скольжения дислокаций. Предполагалось затруднить и сместить в область больших деформаций развитие процессов поперечного скольжения и, следовательно, тщ - напряжения начала деформации ГЦК монокристаллов и, соответственно, расширить стадию II линейного упрочнения (38-41).
Во-вторых, сочетание высокого уровня сил трения за счет твердорастворного упрочнения и дисперсионного твердения с НИЗКОЙ Улу может привести к появлению нешмидовских эффектов на ранних стадиях пласти-
8
ческого течения, связанных как со сменой механизма деформации от скольжения к двойникованию, так и с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления а/2<110> дислокации на часгнчные Шокли а/6<211> при сохранении скольжения основным механизмом деформации [30-37, 42].
В-третьих, в работе широко использовались экспериментальные методы исследования монокристаллов, позволяющие установить природу стадийности пластического течения монокристаллов изучением металло-графической картины сдвига, дислокационной структуры, изменения оси кристаллов в ходе деформации [43-45].
Такой подход позволил обнаружить ряд новых, ранее не отмечавшихся в литерат уре закономерностей пластического течения монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей с высоким содержанием атомов внедрения. Прежде всего, в отличие от сложившихся предегавлений о механизме деформации ГЦК кристаллов, нами обнаружено в монокристаллах стали Гадфильда при определенных ориентациях интенсивное двойни-кование. I Клйдена ориентационная зависимость развития деформации двонникованием в этих сталях.
Вшивые обнаружены ориентации, в которых деформация двойнико-ванисм развивается с самого начала пластического течения и является основным механизмом формоизменения кристаллов. Найдена связь высоких значений коэффициента деформационного упрочнения 0, линейной зависимости кривых течения о(е) со взаимодействием систем двойннкова-ния друг с другом. На основании проведенного детального исследования характеристик двойниковання предложена модель зарождения и распространения двойникования в ГЦК монокристаллах с высокой концентрацией атомов внедрения без учета предшествующего макроскопического скольжения.
Проведено исследование ориентационной зависимости критических
9
скалывающих напряжений Ткр в монокристаллах аустснитных нержавеющих сталей с азотом и углеродом, дисперсными частицами и монокристаллов стали Гадфильда. Выяснены необходимые условия для возникновения нешмидовских эффектов - появления зависимости критических скалывающих напряжении от ориентации кристалла. Вся совокупность полученных результатов позволяет высказать соображения о роли высокого уровня деформирующих напряжений в изменении величины расщепления полных дислокаций на частичные Шокли и смене механизма деформации от скольжения к двойникованию.
Впервые в П[К кристаллах стали Гадфильда при Т=300 К обнаружено развитие механического двойникования в [001] кристаллах при растяжении и в [ 711] кристаллах при сжатии. Эти результаты позволяют по новому объяснить уникальные механические свойства поликристаллов стали Гадфильда.
На защиту в настоящей работе выносятся следующие положения:
1. Экспериментально найденные закономерности ориентационной зависимости (отклонение от закона Боасса-Шмнда) критических скалывающих напряжений в монокристаллах стали Гадфильда и аустснитных нержавеющих сталей в зависимости от концентрации атомов азота и углерода Со,к>0.4 вес. %. размера дисперсных частиц нитридов и карбидов, ориентации кристаллов, величины энергии дефекта упаковки, температуры испытания. Дислокационная модель твердорастворного упрочнения и дисперсионного твердения, объясняющая ориентационную зависимость критических скалывающих напряжений, основанная на учете изменения расщепления дислокаций а/2<110> в поле внешних напряжений на частичные дислокации Шокли а/6<211 >.
2. Экспериментальное доказательство развития механического двой-никования без предшествующего скольжения в монокристаллах стали Гадфильда. Дислокационная модель зарождения двойников по механизму ’’скользящею источника”.
10
3. Экспериментально установленная для монокристаллов стали Гад-фнльда зависимость механизма деформации (скольжения и двойникования) от ориентации оси растяжения кристаллов. При растяжении в [ II1], (011],
[ 377], [ Т44] ориентациях деформация с самого начала пластического течения развивается двойникованисм и является основным механизмом формоизменения кристаллов. При растяжении в [ 123], [012], [ 113] ориентациях двойннкованию предшествует скольжение. Стадийность а(е) кривых определяется последовательным включением в деформацию скольжения, двойникования в одной системе и множественного двойникования.
4. Экспериментально установленная полярность деформации двой-никованием в кристаллах стали Гадфнльда. Развитие двойникования за счет образования дефектов упаковки вычитания при растяжении в [ 111] и при сжатии в [001] ориентациях и дефектов упаковки внедрения при сжатии в [ И I] и при растяжении в [001].
Диссертация состоит из введения, 4-х глав и выводов, содержит 171 страницу машинописного текста. 87 рисунков, 21 таблицу.
В первой главе проведен обзор современною состояния проблемы механическою двойникования в ГЦК металлах, твердых растворах замещения в отсутствие и при наличии ближнего порядка, ГЦК гетсрофазных сплавах и твердых растворах внедрения, дислокационные модели зарождения двойников. Проведено сопоставление выводов моделей с экспериментальными закономерностями двойникования. Вторая глава посвящена обоснованию постановки задач исследования, выбора материала и методик исследования. Результаты проведенных исследований и их обсуждение изложены в главах 111-1V.
и
ГЛАВА 1
О СООТНОШЕНИИ СКОЛЬЖЕНИЯ И ДВОЙПИКОВАНИЯ В I ЦК
КРИСТАЛЛАХ
1.1. Особенности смены механизма деформации от скольжения к лпойнико-ванию в монокристаллах чистых ГЦК металлов
Многие переходные металлы с ОЦК решеткой Ге, V. ЫЬ, структуры типа кальцита, гексагональные металлы легко двонникуюгся с самого начала пластического течения, без предварительной деформации скольжением. и поэтому, двойникование в таких материалах может быть, наряду со скольжением, основным механизмом формоизменения [45-46]. Представление о двойниковакии в ГЦК материалах, как о дополнительном к скольжению способе пластической деформации, сложилось на основании экспериментальных работ по изучению механизма деформации чистых металлов [19-22,28,29,47,48] и твердых растворов замещения [20-21, 23-29,49]. До недавнего времени предполагалось, что механическое двойникование в ГЦК структурах не играет такой важной роли в формоизменении, как скольжение, поскольку наблюдается на поздних стадиях деформации непосредственно перед разрушением в условиях низких температур Т<373 К, либо высоких скоростей деформации [19-23, 27-29. 47-51 ].
Эксперименты на монокристаллах ГЦК чистых металлов Ag, Аи, Си. А1, N1 [19-22, 28, 29,47,48] с разной энергией дефекта упаковки уду (табл.
1.1) показали, что в металлах с высокой уд> двойникование затруднено.
Так. например, кристаллы чистого N1 при деформации в квазистатическнх условиях не двой ни куются вплоть до 4.2 К (табл. 1.1) даже вблизи места разрыва или в шейке [20-21,47, 50-51]. Отсутствуют свидетельства двойни-кования А1 с высокой Уду-0.2 Дж/м2 [19-21]. Однако с понижением Уду склонность ГЦК чистых металлов к двопннкованию возрастает (табл. 1.1) [19-22, 28, 29,47,48]. 1 (апример, в кристаллах чистого серебра с уд>-0.02
12
Таблица 1.1
Физические параметры, характеризующие механическое двойникование в
1 ЦК чистых металлах
Металл Уду» Дж/м2 1 исл, к Предшествующая двой-никоваиию деформация V* МПа Ткр^/О, МПа Ссылки
0.029 20.4 77.3 193 273 23 25 38 43 50 57.6 78.1 73.1 10.85 12.49 16.94 15.86 [20.21, 28. 29, 45,53)
Ли 0.010 20.4 45 86.9 20.69 [20,21,
0.032 77.3 65 98.99 23.57 28,45, 53)
Си 0.085 0.163 70 90 146±55 152±58 19.36 20.11 [20-22, 27,29, 53]
А1 0.238 4.2 — — — 120, 53)
N1 0.300 50 300 24.06 [20, 47, 50,51)
13
Дж/м2 двойникованис в шейке наблюдается при температуре испытания Т= 183 К (рис. 1.1 а), в то время как монокристаллы Аи, Си с большими значениями уд> двойникуются при меньших температурах Т=4.2-77 К (табл.
1.1, рис. 1.16) [19-21. 28-29].
Обычно переход к деформации двопннкованисм в ГЦК чистых металлах наблюдается после значительной деформации скольжением е>20-70% (табл. 1.1, рис. 1.1), когда деформационное упрочнение создает высокую концентрацию локальных напряжений, необходимых для двойиикова-ния. Зарождение двойников происходит в момент, когда внешнее приложенное напряжение в соответствующей плоскости скольжения (первичной, сопряженной или критической) достиг ает критического значения ткр3". Таким образом, должен существовать закон, аналогичный закону Шмида для скольжения, который будет определять напряжения перехода от деформации скольжением к деформации двойникопанием. Возникает естественный вопрос об определении X кр'го. В ГЦК чистых металлах момент перехода к двойникованию легко установим» металлографически: двойники представляют собой широкие полосы, состоящие из двойниковых ламелей толщиной с!<0.2 мкм. Начало двойннкования характеризуется падением напряжений До (рис. 1.1), с повышением температуры испытаний До уменьшается или исчезает совсем, а на кривых течения появляется точка перегиба (рис. 1.1). Таким образом, определить ткр,чп становится труднее [19-22,28, 29]. Обычно рассматривают [20-21] отдельно напряжение, необходимое для зарождения двойннкования, и напряжение, необходимое для последующего распространения двойников, и относят их, соответственно, к верхнему и нижнему пределам падения нагрузки До. Тот факт, что напряжение, необходимое для зарождения двойннкования, выше, чем напряжение, необходимое для последующего распространения двойников, свидетельствует о затрудненности образования и легкости распространения двойннкования в ГЦК чистых металлах. Распространение двойников происходит с очень
14
Рис. 1.1. Кривые течения для ГЦК чистых металлов в координатах "осевое напряжение <т - осевая деформация є“ (а) и "сдвиговое напряжение т • сдвиговая деформация у“ (б); “Дв” - момент начала деформации двойникованием; “иГ - двойникование в шейке [21].
15
высокой скоростью, сопровождается звуковыми щелчками, а на кривых течения появляется стадия с нулевым коэффициентом деформационного упрочнения 0, которая характеризуется специфической скачкообразной деформацией. При этом двойники в чистых металлах распространяются подобно полосам Л юдерса-Чернова [19-22,28,29, 52\.
Величина падения нагрузки, как было сказано выше, уменьшается с понижением температуры испытания. И определить Тир® но кривым течения (по величине До) становится труднее. Определение Тщ>® осложняется еще и тем обстоятельством, что из-за значительной деформации скольжением. предшествующей лвойникованию, оказывается трудным рассчитать поворот оси кристалла и, отсюда, факторы Шмида для скольжения и для двойникования [20-21,43). Вследствие взаимного смещения плоскостей скольжения при деформации монокристаллов растяжением по мере увеличения деформации эти плоскости поворачиваются, как показано на рисунке 1.2, по направлению к оси кристалла [43]. Иными словами, ориентация кристалла изменяется во время деформации. Поскольку ось кристалла и направление скольжения при деформации все время находятся в одной плоскости, то на стереографической проекции полюс оси кристалла должен перемещаться по окружности большого круга к полюсу [ 101], соответствующему направлению скольжения. Связь между приложенным напряжением о и сдвиговым напряжением, действующим в системе скольжения (которая задается углами хо, А<> на рис. 1.2), а также между удлинением б и сдвигом у впервые была найдена Гелером и Заксом [43]:
величины X«, Аск характеризуют ориен тацию деформированного кристалла
(11)
(1.2)
3‘пАс х Со.\%с л
(1.3)
Рис. 1.2. Стереографическая проекция изменения ориентации оси кристалла при растяжении. 1 - ось образца, п - вектор нормали к плоскости
скольжения [43].
17
в каждый данный момент времени, т« Собхи^СобХс* - фактор Шмида для скольжения. Таким образом, зная х<*, X«, хо, Хо, можно определить сдвиг у и сдвиговое напряжение т* в случае скольжения. Аналогично, по соотношениям (1.1)-(1.3) можно определить критическое напряжение двой-никования Ткр-“, если известно положение оси кристалла в момент, когда начинайся деформация двойникованием. т.е. известны Хлв, Хд«,, хо, Х«и фактор Шмида для двойникования шда=Со8х,1в*Со$Хда (рис. 1.2). Анализ литературных данных показывает, что в ГЦК чистых металлах двойникование начинается одновременно в первичной и в сопряженной плоскостях скольжения в момент, когда ось растяжения кристаллов при деформации достигает симметрали [001 ]-[ Т11] (рис. 1.2; 1.3 а-б) и обе системы скольжения -первичная (111)[ 701] и сопряженная (111)[011) оказываются одинаково упрочненными [20-21,27-29]. Ось кристалла остается на симметрали и смещается к полюсу, соответствующему направлению [ 112], которое представляет собой результирующее направление скольжения, определяемое суперпозицией векторов [ То 1] и [011] (рис. 1.2; 1.3 а, б). Условие начала двойного скольжения имеет вид [43]:
= (14)
Индекс I) означает начало двойного скольжения. Угол Хо» смысл которого ясен из (рис. 1.2), можно найти при определении ориентации. В таком случае выражения для двойникового сдвига и критического напряжения двойникования т^' равны
1
(1-5)
(1.6)
Рис. 1.3. Изменение положения оси кристаллов при деформации растяжением для Ад, Си (а, б) и для сплавов замещения (в. г).
° - исходная ориентация кристаллов; • - конечная ориентация кристаллов при двойниковании [20. 21, 27-29].
19
Константы Сь С: определяются следующим образом
с ~ —с
11 - ч*
«И/о
г " Л/лЛу ’
Чо- площадь поперечного сечения крисгалла в начале деформации, и бо -угол между осью образца в момент досгижения симметрали и направлением [ II2], которое представляет собой результирующее направление для двух равноправных векторов сдвига:
СозЛа ■ ~ * Сохбг,
Экспериментальные исследования на ГЦК числах металлах 1\'ц Си, Ag, Аи, А1, деформированных в квазистатических условиях (б=10 "* сек'1), показали [19-22. 28,29,47), что критическое напряжение двойникования Ткгдв уменьшается В следующем порядке: Ткр^^ЫО > Ткр^ЧСи) > Т|фда(Аи) >Tкpд»(Ag), и эта последовательность коррелирует с уменьшением энергии дефекта упаковки Уду(№) > Уд><Си) > Уау(Аи) > уау(Ав) (табл. 1.1) [19-22, 28, 29, 45,47, 53]. Таким образом, с понижением уд, склонность ГЦК чистых металлов к двойникованию возрастает [19-21, 28-29, 52]. Следует отметить, что повышение скорости деформации способствует двойникованию и подавлению скольжения даже в ГЦК чистых металлах с высокой уд?. Оказывается, что кристаллы чистого никеля и меди могут легко двойниковаться при комнатной температуре под действием ударных нагрузок [47, 50, 51 ].
В ГЦК чистых металлах двойникование - это низкотемпературный механизм деформации (табл. 1.1, рис. 1.1-1.5): при комнатной температуре двойникование наблюдается редко [19-22, 28, 29, 45, 47, 53]. Экспериментально двойникование было обнаружено при Т= 183 К в шейке монокристаллов серебра с низкой ул> -0.02 Дж/м2 при испытаниях на растяжение в квазистатических условиях (рис. 1.1 а. 1.5) [20-21,28-29]. В чистых ГЦК мс-
9 6 градусах а
______
с Кр-> мм2
150
100
Рис. 1.4. Ориентационная и температурная зависимость напряжения двойникования Тхр^дпя кристаллов Ag (а) [23] и Си (б) [21, 28], 0 - угол между полюсом [001] и осью кристалла на плоскости (011) в начале
деформации двойникованием.
001 011
Рис. 1.5. Влияние ориентации и температуры на механизм деформации в
кристаллах [20, 21. 23, 28-29].
° - двойннкование, х - скольжение, Д - двойникование в шейке.
Комнатная темпера-ТУРА
22
таллах переход к деформации двойникованием происходи ! , как правило, на стадии III пластического течения. В качестве примера можно привести монокристаллы Ag, ориентированные для одиночного скольжения (рис. 1.1 а) [20-21, 28-29]. Критические напряжения двойникования Ткр® на стадии III увеличиваются с повышением температуры испытания (рис. 1.4). Однако, вблизи линии [III ]-[011 ] стандартного стереографического треугольника (рис. 1.2). где фактор Шмида для двойникования пъ. выше, чем фактор Шмида дтя скольжения m« (20-21, 54], смена механизма деформации от скольжения к двойннкованию может происходить и на стадии И пластического течения [20-21, 28,29]. Это хорошо видно на примере монокристаллов меди и серебра (рис. 1.1. 1.4). В случае, когда двойникование происходит на стадии II, температура деформации практически не влияет па Гкрлв, в отличие от деформации двойникованием на стадии III (рис. 1.4).
Важным фактором, определяющим переход к деформации двойникованием в ГЦК чистых металлах, как уже было упомянуто выше, является ориентация оси кристаллов. При растяжении двойникование никогда не наблюдали в кристаллах вблизи [001] полюса, в то время как деформация двойникованием легко может быть реализована в образцах с осью растяжения, близких к [ Tl I] ориентации [20-21, 28, 29]. 11а (рис. 1.5) начальные ориентации кристаллов чистого серебра (уду~0.02 ДжЛг), испытывающих деформацию двойникованием, обозначены открытыми значками в заштрихованной области стереографического треугольника. Когда температура деформации повышается, протяженность заштрихованной области становится уже и ограничивается областью вблизи [ Tl I] полюса. При Т=4.2 К двойникование происходит практически по всех ориентациях, за исключением области вблизи [001] полюса (рис. 1.5). Однако, чтобы оценить точно область ориентаций, благоприятных для двойникования, необходимо. как было сказано выше, учитывать поворот оси кристалла при скольжении до начала двойникования. Зная положение оси кристалла в
23
момент появления двойникования, можно определить V®. Цифры, укатанные на (рис. 1.5), представляют значения ТкГли. полученные таким образом. Видно, что напряжение двойникования снижается по мере того, как ось растяжения кристаллов приближается к [ II1] полюсу [20-21, 28,
29].
Рисунок 1.1 б представляет результаты деформации растяжением при 4.2 К монокристаллов чистой меди с ориентацией оси на си.мметрали [001]-[ II1] [19, 21,28, 29]. В образцах А. В. С, и Э переход к двойникованию сопровождается падением нагрузки (обозначено “дв" на рис. 1.1 б), в П образцах двойникование наблюдали лтпь в шейке, а кристаллы Г ориентации не испытывали деформации двойникованнем совсем. Из (рис. 1.1, 1.3) видно, что ориентационная зависимость тн-р3" кристаллов чистой Си яв-ляегся аналогичной, как и для кристаллов серебра. Видно, что растет, когда ось растяжения образцов приближается к [001] полюсу. Однако на стадии П пластического течения ориентации оси кристаллов оказывает слабое влияние на напряжение двойникования.
Таким образом, анализ изложенных экспериментальных результатов на монокристаллах ГЦК чистых металлов показывает, что механическое двойникование при деформации в кваэистатических условиях (ё=10^ сек 1) развиваегся только при низких температурах испытания Т=4.2-183 К и на поздних стадиях пластической деформации. 11а основании этих данных в литературе сложилось мнение о необходимости предшествующего скольжения для двойникования в ГЦК металлах и сплавах [19-21. 28, 29, 52]. Принято считать, что двойникование не является основным механизмом формоизменения на ранних стадиях пластического течения, поскольку ГЦК металлы характеризуются низкими прочностными свойствами (<Т '5-10 МПа), тогда как критические напряжения двойникования ткрда -50-200 МПа. Следовательно, только в ходе пластической деформации создаются условия, необходимые для реализации двойникования. В то время как, при
24
больших степенях деформации закономерности пластического течения и разрушения ГЦК чистых металлов во многом определяются способностью материала к двойникованию.
Рассмотренные выше закономерности механического двойникования в ГЦК чистых металлах не учитывают особенностей строения сильно легированных сплавов замещения - существование ближнего порядка в расположении атомов замещения, изменения уровня сил трения тг и уду при легировании атомами внедрения и выделении дисперсных частиц. Оказывается, если ограничиться рассмотрением только чистых Г1 |К металлов, то можно сделать неправильный вывод о том, что двойниковаиие не может быть основным механизмом деформации сплавов с Г( [К решеткой. Далее в работе предполагается выяснить влияние повышения прочности за сче« твер-дорасгворного упрочнения атомами замещения, атомами внедрения и дисперсионного упрочнения на соотношение конкурирующих механизмов деформации - скольжения и двойникования. Наибольший интерес представляют собой сплавы, в которых высокий уровень о прочности сочетается с низкой уду. В таких сплавах деформация двойниковапием может быть основным механизмом деформации и двойниковаиие будет играть важную роль в упрочнении [30-37].
1.2. Особенности механического лвойниковании в ГЦК сплавах замещении
Наиболее подробные исследования двойникования в ГЦК твердых растворах замещения были проделаны в работах [21. 23-29,48. 49] на монокристаллах на основе меди с А1. Се, Са, 2п и серебра с Ли. Бп. !п. Сб. Исследования показали, что легирование атомами замещения существенно повышает прочностные характеристики сплавов по сравнению с чистыми металлами. При этом происходит изменение энергии дефекта упаковки улу, а в ряде сплавов возможно формирование ближнего порядка. В этой связи представляет интерес проанализировать особенности реализации дефор-
25
мании двойникованнем в [ ЦК твердых растворах замещения.
Можно выделить две группы твердых растворов замещения в зависимости от влияния атомов легирующего элемента на энергию дефекта упаковки сплавов: а) сплавы, в которых увеличение концентрации атомов замещения приводит к повышению например, монокристаллы Ag-Au (рис. 1.6 а) [20, 23,28, 29], Cu-Mn [20]; и б) сплавы, где атомы замещения, понижают уду - легирование Ag атомами In. Sn. Cd [30-31] (рис. 1.6 б), Cu-Ge, Cu-Ga [20, 21, 28, 29, 52]. Оказывайся, что с понижением энергии дефекта упаковки уду происходит уменьшение критических напряжений двойниковання (рис. 1.6 а, б). Примером могут служить данные, полученные на сплавах системы Ni-C'o [20], которые характеризуются отсутствием ближнего порядка. Чистый Ni обладает высокой уДу--0.3 Дж/м2 (табл. 1.1) и двойннкованис в монокристаллах Ni наблюдали только в шейке или вблизи разрушения при низких температурах испытания (табл.
1.1) [20,47, 50, 51 ]. Легирование Ni атомами Со приводит к уменьшению yw до 0.005 Дж/м2 вблизи границы существования ГЦК фазы и напряжение старта двойникующих дислокаций в сплавах с низким содержанием атомов Со оказывается значительно ниже, чем в сплавах с большей концентрацией Со. В качестве еще одного примера можно прнвссги кристаллы чистого алюминия и сплавы на основе алюминия [20, 55]. Гак, кристаллы А1 не двойникуются даже при температуре испытания Т=4.2 К [20], однако в твердом растворе замещения AI с 4.8 %Mg при Т=93 К сильный удар (cr/G'0.2. nteG - модуль сдвига) порождает двойники [55]. Аналогичные результаты получены в твердых растворах замещения на основе серебра и меди (рис. 1.6-1.8) в отсутствие ближнего порядка [20-23,28,29,49].
Легирование атомами замещения приводит к увеличению плотности скользящих дислокаций по сравнению с чистыми металлами [20-21]. Это подтверждается тем фактом, что в сплавах замещения наблюдается overshooting (“проскакивание”) через симметраль [00!]-[ Til]. В отличие от
56
ат. %Аа
Рис. 1.6. Зависимость напряжения двойникования Ткр^ в монокристаллах от концентрации легирующего элемента, х=С<1, $п, 1п (ат. %) [20. 21, 23. 28-29).
г?
Рис. 1.7. Кривые течения и влияние легирования на начало деформации двойникованием в кристаллах Ag при низкотемпературных исследованиях [21, 28-29].
И2
Г-№*06
Рис. 1.8. Изменение критического напряжения двойникования Ткр*®, приведенного к модулю сдвига О, в зависимости от величины энергии дефекта упаковки уду, приведенной к СЬ (Ь • вектор Бюргсрса дислокации а/2<110>). Все данные относятся к монокристаллам, кроме сплавов на основе Со [20, 21-24, 27-29].