Физическая природа ориентационной зависимости деформации скольжением, двойникованием, γ-ε-α`- мартенситным превращением в монокристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, доктор физико-математических наук Киреева, Ирина Васильевна

• Киреева, Ирина Васильевна
• доктор физико-математических наук
• 2007

Оглавление диссертации доктор физико-математических наук Киреева, Ирина Васильевна

Таким образом, в монокристаллах аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения экспериментально обнаружено два случая перехода к деформации двойникованием с начала пластического течения: 1) двойникование развивается вблизи предела текучести а0л после малой деформации скольжением 8=0.5%—1% и 2) двойникование развивается с начала пластического течения без предшествующего скольжения. Во втором случае наблюдаются эффекты обратимой деформации, связанные с упругим двойникованием.

На рис.2.12 представлена область ориентаций, в которых при деформации растяжением двойникование в монокристаллах аустенитных сталей с низкой у0 развивается вблизи предела текучести а0.1 в зависимости от уровня деформирующих напряжений, достигаемых в результате твердорастворного упрочнения атомами внедрения. Видно, что с увеличением концентрации атомов внедрения, понижением температуры испытания и уменьшением величины энергии дефекта упаковки у0 область ориентаций, в которых развивается двойникование вблизи предела текучести <т0.ь расширяется.

Как было показано экспериментально в [39, 166-169], смена механизма деформации от скольжения к двойникованию по типу ДУ вычитания в ГЦК-сплавах на основе меди с дисперсными частицами происходит при условии, когда хкрдв<1;крск. Поскольку в ГЦК- кристаллах двойникование и скольжение развиваются в одной плоскости {111}, то переход от скольжения к двойникованию по ДУ вычитания будет иметь место при деформации кристалла заданной ориентации, когда (2-1)

Рисунок 2.16. Схема, показывающая переход от скольжения к двойникованию в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей без азота с низкой энергией дефекта упаковки при Т=77 К: кривая 1 -ткрск для скольжения, 2 -ткрдв для двойникования

01II I►

0-5 P'MoV низкой уо переход от скольжения к двойникованию имеет место вблизи предела текучести и ткрдв=:( 1.15—1.2)ткрск. На рис.2.16 представлена схема перехода от скольжения к двойникованию в кристаллах одной ориентации от величины предварительной деформации, т^ и ткрск для стали без азота можно определить по соотн.(2.10) при условии, что члены АуСи2 и A2CV2 связаны с твердорастворным упрочнением от атомов молибдена. При е«1% хкрдв=хкрск и происходит переход от скольжения к двойникованию (рис. 2.16), поскольку а в соотношении (2.10), определяющий число пересечений двойникующих дислокаций с дислокациями леса, будет меньше, чем а' для полных дислокаций в соотношении (2.11).

Уменьшение уо в аустенитных сталях с понижением температуры испытания свидетельствует об их нестабильности и склонности к мартенситным превращениям, что будет показано в главе III настоящей работы.

Легирование азотом стабилизирует аустенитную матрицу сталей, но с понижением температуры сохраняется тенденция уменьшения величины уо с понижением температуры (рис. 2.15, в). На рис. 2.15, в представлена схема перехода от скольжения к двойникованию в монокристаллах [111] стали с исходной высокой уо, так как именно для этой стали получен большой объем экспериментальных данных по изменению уо при Т=77 К от концентрации атомов азота. Кривая 2 показывает изменение ткрск при твердорастворном упрочнении, полученных по соотн. (2.11), а кривая 4 для ТкрДВ при y0=const. Из рис.2.15, в видно, что кривые 2 и 4 не пересекаются, следовательно, перехода от скольжения к

Отсутствие экспериментальных наблюдений двойникования в кристаллах [001] при растяжении и в кристаллах [111] при сжатии в ГЦК- металлах и гетерофазных сплавах на основе меди с дисперсными частицами обычно связывают с кинетическими причинами, затрудняющими действие «синхронного» сдвига, необходимого для образования ДУ внедрения [39, 43, 138] (рис. 2.17). Можно предположить, что высокая концентрация атомов внедрения в аустенитных сталях облегчает зарождение ДУ по механизму перерасщепления полной дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211 > с начала пластического течения. В этом случае порядок следования частичных дислокаций изменяется по сравнению с расщепленными на частичные Шокли с образованием ДУ вычитания (рис. 2.17, в, г). Действию «скользящего источника», генерирующего расщепление дислокации с образованием ДУ внедрения, способствуют два обстоятельства. Во-первых, поле внешних напряжений должно уменьшать величину расщепления и внешняя сила, действующая на ведущую дислокацию Шокли должна быть меньше, чем на ведомую. Это требование реализуется при сжатии кристаллов [111] и растяжении [001]. Во-вторых, сопротивление движению первой двойникующей дислокации со стороны атомов внедрения должно быть больше, чем для ведомой. Такая ситуация будет иметь место, если первая частичная дислокация Шокли будет иметь максимальную краевую компоненту, а ведомая - винтовую и ткр для первой дислокации будут больше, чем для второй. Экспериментально это наблюдается у 60° полной а/2<110> дислокации. В результате первоначально расщепленная дислокация а/2< 110> с ДУ вычитания уменьшает свое расщепление при движении и трансформируется в нерасщепленную дислокацию, которая затем перерасщепляется с образованием ДУ внедрения, как показано на рис. 2.17, д. Далее происходит рост ДУ внедрения и образование микродвойников за счет наслоения ДУ. Этому соответствует дислокационная реакция [125, 150]:

4[lT0]-»l/6[2TT]+l/6 [121]. (2.15)

Поскольку фактор Шмида для ДУ внедрения шдввнед=0.47>тдввь,ч=0.24, а тск=0.41 [40], и величина энергии ДУ внедрения у0внед=(1.15-1.2) у0выч, то геометрические условия для двойникования с образованием ДУ внедрения оказываются благоприятными для всех ГЦК-сплавов, но экспериментально ДУ d=30-240 нм. акрУ~а для развития у-а'- МП внутри пластин в- фазы при 8=15% равны 1140 МПа, а в у- фазе при £=17% равны 1200 МПа. Таким образом, последовательность образования а'- мартенсита оказывается зависящей от ориентации оси кристалла: в кристаллах [011] а'- мартенсит наблюдается вначале в пластинах s- мартенсита, затем в у- фазе, тогда как в кристаллах [111] — вначале в местах пересечения е- мартенсита, внутри пластин s- мартенсита иву- фазе. При s=18% пластическая деформация сопровождается динамическими эффектами на кривой течения (рис.3.5, кривая 1). Объемная доля а'- мартенсита увеличивается и при s=20% становится равной 15%. Динамические эффекты на кривой течения, как показывают данные электронномикроскопического исследования и рентгеновский фазовый анализ (рис.3.11, а), свидетельствуют о том, что интенсивное образование кристаллов а'- мартенсита протекает не только в объеме пластин s- мартенсита, но и в у- фазе.

400s °

135 140 14?20, град 135 140 14520, град

Рисунок 3.11. Фазовый состав монокристаллов [111] стали Fe-17%Cr-12%Ni-2%Mn-0.75%Si (а) и Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C (б) в зависимости от величины пластической деформации растяжением при Т=77 К рис.3.12, кривая 3). Дислокационная структура оказывается планарной. При е<10% наблюдаются плоские скопления нерасщепленных дислокаций в одной системе скольжения. В отличие от кристаллов [011] в кристаллах [012] расщепления полных дислокаций а/2<110> на частичные Шокли а/6<211> при £<40% не обнаружено. При s>40% плоские скопления дислокаций образуют мультиполи в одной системе скольжения и появляются ДУ вычитания. При 70%<е<115% наблюдается увеличение © (@/G=4.9xlO~3), связанное с у-е- МП в кристаллах [012] (рис. 3.12, кривая 3, рис.3.17), тогда как при деформации скольжением обычно в ГЦК- кристаллах чистых металлов и их сплавов замещения после стадии II наблюдается падение 0 и стадия динамического возврата, для y-s- МП в кристаллах [012] равны 450 МПа. При s>70% в кристаллах [012] обнаруживается у-а'- МП. В кристаллах [012] стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%С (II) в отличие от кристаллов [123] у-а'- МП развивается после значительной деформации скольжением 8=60-70% в сильно дефектной структуре, содержащей высокую плотность дислокаций.

Электронномикроскопически а'- мартенсит внутри пластин е- мартенсита наблюдается при 8=60-70%, а рентгеновский фазовый анализ обнаруживает у-а'-МП только при s=90% (рис.3.17). Объемная доля а'- мартенсита при 8=90% составляет 10%. Переход от деформации скольжением к у-е-а'- МП происходит в момент, когда ось кристалла в ходе пластической деформации скольжением достигает симметрали [001]- [111] (рис 3.12, кривая 3), и при этом е- и а'- фазы, как и в случае кристаллов [ 123] сталей (II), (VI) появляются одновременно. окру~а для у-а'- МП в кристаллах [012] стали (II) внутри пластин s- мартенсита иву- фазе равны 1000 МПа и 1420 МПа, соответственно (табл. 3.1). Уровень напряжений акр7"" для развития а'- мартенсита внутри пластин s- мартенсита иву- фазе в сильно дефектной структуре кристаллов [012] в 2-2.5 раза превышает акру"а для развития у-а'- МП в слабо дефектной структуре кристаллов [123] (табл.3.1).

Кинетика деформационного у-е-а'- МП в кристаллах [012] стали (II) в ходе пластической деформации при Т=77 К имеет отличный вид от представленного для кристаллов [123] данной стали (рис.3.18, рис. 3.16). До деформации s<60% а'- мартенсит в пластинах е-фазы при Т=300 К после предварительной деформации 8=12% при Т=77 К расположен почти перпендикулярно их габитусу, как и при Т=77 К, 8=24% иву- фазу не выходит (рис. 3.8, а, б, рис.3.26 , а, б). Размер кристаллов а'- мартенсита равен 1=450 нм, <1= 60-120 нм. акрг"а для развития а'- мартенсита внутри пластин 8- фазы при Т=300 К в 2 раза меньше, чем акрУ'а для этого же процесса при Т=77 К (табл.3.2). Пластическое течение кристаллов [011] при Т=300 К после предварительной деформации 8=12% при Т=77 К начинается при Сто л близком к сте кристаллов [011], деформированных только при Т=300 К до 8=12% (рис.3.24, пунктирная кривая), и протекает с 0, равным © кривой при Т=300 К. Это связано с тем, что объемная доля а'-мартенсита мала и а'- мартенсит не выходит в у- фазу с увеличением деформации. Если предварительная деформация 8=24% при Т=77 К происходит у-8- МП в двух системах и в отдельных пластинах 8- фазы наблюдается а'- мартенсит, то последующая деформация 8=2% при Т=300 К приводит к интенсивному развитию у-а'- МП не только в пластинах 8- фазы, но и в самой у- фазе (рис.3.26, в). Размеры а'- мартенсита в у- фазе равны 1=620-1000 нм, д=290-450 нм. сткру"а для развития а'- мартенсита в у- фазе при Т=300 К равны 480 МПа, что в 2 раза меньше, чем Сткру"а для этого процесса при Т=77 К (табл.3.2). Пластическая деформация при Т=300 К после предварительной деформации 8=24% при Т=77 К протекает с высоким ©, характерным для у-а'- МП (рис.3.12, кривые 1,2). Отношение До/оол (300К) с ростом деформации при Т=77 К увеличивается, что также свидетельствует о развитии у-а'- МП.

Электронномикроскопические исследования показывают, что у-8- МП при Т=300 К после предварительной деформации при Т=77 К не развивается. С начала пластического течения при Т=300 К после предварительной деформации 8=24% при Т=77 К в кристаллах [011] обнаружено механическое двойникование, которое не наблюдалось в кристаллах данной ориентации в ходе пластической деформации при Т=77 К. Во-первых, подавление у-8 МП при Т=300 К и развитие двойникования при Т=300 К связано с ростом у0 в стали Ре-17%Сг-12%№-2%Мп-0.75%81 (VI) при повышении температуры испытания от Т=77 К к Т=300 К [194].

2aG(b -ад

Соотношение (3.7) может быть использовано для оценки критического размера у-фазы Dc, полученного в результате низкотемпературной деформации при Т=77 К, при котором развивается двойникование в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей при Т=300 К. Оценка критического размера у-фазы Dc для развития двойникования по соотношению (3.7) при значениях G=80 ГПа [13], у0= 0.015 Дж/м2 (величина у0 в соотношении (3.7) берется при Т=77 К, поскольку кристалл деформировали вначале при Т=77 К) Ь=0.25 нм, bi=0.15 нм при Т=300 К показывает, что механическое двойникование в у-фазе будет предпочтительнее, если ее критический размер составляет 170 нм. Экспериментально определенные значения величины Dc по данным электронномикроскопического исследования показывают, что величина Dc лежит в интервале значений (150-460) нм (рис.3.26 в), что находится в хорошем согласии с оцененной величиной Dc по соотношению (3.5) и с экспериментальными данными по развитию двойникования в поликристаллах алюминия с размером зерна порядка 10-20 нм [211]. В [211] показано, что для ГЦК- металлов критический размер зерна зависит от величины энергии дефекта упаковки у0 и модуля сдвига G. Чем меньше у0 и больше модуль сдвига G, тем больше критический размер Dc зерна для развития двойникования в нанокристаллической структуре. Так, для нанокристаллов меди и никеля величина Dc зерна для развития двойникования в 2-3 раза превышает таковую для алюминия [211].

Итак, условия для развития у-а'- МП при Т=300 К определяются предварительно заданной деформацией при Т=77 К, в ходе которой должно развиваться y-s- МП. Ck/"0' для у-а'- МП в кристаллах [012], [011] при Т=300 К после предварительной деформации при Т=77 К оказываются в 1.5-2 раза ниже, чем с7крУ'а Для у-а'- МП данных ориентаций при Т=77 К при той же степени деформации и зависят от ориентации кристалла cr0.i*[012]> c70.i*[011] (табл.3.2).

3.6. Физическая природа ориентационной зависимости развития у-8-мартенситного превращения в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей с низкой энергией дефекта упаковки

Итак, на монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%С (II), Fe-17%Cr-12%Ni-2%Mn-0.75%Si (VI) экспериментально показано, что y-s-a'- МП развивается при Т=77 К в ходе пластической деформации. Основные характеристики для y-s- МП в монокристаллах сталей (II) и (VI) представлены в таблице 3.1. Из таблицы 3.1 видно, что, в монокристаллах сталей (II), (VI) наблюдается ориентационная зависимость величины пластической деформации скольжением и двойникованием, предшествующей началу y-s- МП, а, следовательно, и напряжений a0.i для начала развития y-s- МП. Ориентации делятся на три класса, которые различаются между собой в проявлении y-s- МП: первый класс - кристаллы [Oil], [111], [123] стали (VI), в которых y-s МП наблюдается после незначительной деформации скольжением s>3-6 % и кристаллы [011], [111] стали (II), где механическое двойникование предшествует y-s МП. Второй класс ориентаций - кристаллы [123], [012] стали (II), в которых y-s- МП наблюдается после деформации скольжением s=16-70%, когда ось кристаллов в ходе пластической деформации приближается к симметрали [001]- [111]. Третий класс - это кристаллы [001], где y-s МП не развивается. В монокристаллах [012], [123] стали (II) механическое двойникование не исследовалось из-за сложности приготовления тонких фольг из узких образцов после деформации. Проанализируем условия появления ориентационной зависимости y-s- МП в монокристаллах данных сталей.

Первый класс ориентаций. Появление y-s- МП в монокристаллах [111], [011] стали (VI) после незначительной деформации скольжением 8=3-5% можно объяснить по аналогии с двойникованием в высокопрочных ГЦК- кристаллах

глава II), основываясь на анализе изменения величины расщепления d а/2<110> полных винтовых дислокаций на частичные дислокации Шокли а/6<211> в поле внешних напряжений a [32, 39- 41, 91]. Следует подчеркнуть, что высокий

II) [012] 300 814 10 203.5 2.

77 1170 14 290 3.

VI) [123] 300 1043 13 213 2.

188 2400 29 486 5.

77 5000 58.

Ag [44] [І23] 290 77 3.0 3.

Cu [44, 45] [011] 300 2. б). Объемная доля f s-и а'- мартенсита при деформации 90% составляет 15% и 10%, соответственно (рис.3.31, б).

Следовательно, увеличение © в кристаллах [012] стали (II) при е>60% связано с у-е-а'- МП. Однако вклады статического упрочнения Ags и динамического размягчения при y-s-a'- МП в данных кристаллах по соотношениям (3.18 и 3.19) определить не возможно, так как, во-первых, начало пластического течения в кристаллах [012] как стали (I), так и стали (II) связано со скольжением и, во-вторых, кристаллы [012] стали (I) разрушаются раньше, чем стали (II).

В кристаллах [123], [111], [011] метастабильной стали (VI) у-в-a'- МП при Т-77 К, как показано выше, развивается после небольших деформаций скольжением 3-16% и, следовательно, определяет коэффициент деформационного упрочнения © в данных кристаллах.

В кристаллах [123] метастабильной стали (VI) при s<6% пластическое течение происходит скольжением (рис.3.32, кривая 2). y-s- МП обнаруживается при £—6% и 8- мартенсит при этой степени деформации имеет максимальную объемную долю (рис.3.32, б). При деформации s=10% развивается е-а'- МП. При этом а'-мартенсит не выходит за пределы пластин s- мартенсита (рис.3.13). Количественный фазовый анализ показывает, что при деформации s>6% наблюдается интенсивный рост объемной доли а'- мартенсита, которая при 8=32% составляет 70-75%. Рост а'- мартенсита происходит за счет одновременного уменьшения объемной доли у- и s- фаз (рис.3.32, б). Росту объемной доли а'-мартенсита соответствует увеличение ©п в кристаллах [ 123] на "a-s"- кривой при s>12%. Можно предположить, что высокий ©п в кристаллах [123] стали (VI) связан в основном с у-a'- МП (рис.3.32, а, кривые 1-4). Поэтому для кристаллов [ 123] стали (VI) рассмотрим вклады Aad и Aas в упрочнение, связанные с у-a' МП. Объемная доля а'- мартенсита при 6%<е<13% достигает 40 % (рис.3.32, б). Однако при такой существенной объемной доли мартенситной фазы "a-s"- кривая стали (VI) до деформации 8=16% лежит ниже "a-s"- кривой стабильной стали (I) (рис.3.32, кривые 1,2). Следовательно, при малых деформациях у-a'- МП протекает

Рисунок 3.32. а - "а-в"- кривые (1, 2) при деформации растяжением при Т=77 К и коэффициент деформационного упрочнения (3, 4) в монокристаллах [123] аустенитной нестабильной стали Ре-17%Сг-12%№-2%Мп-0.75 1 (2, 4) и стабильной стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (1, 3); б - изменение объемной доли у-, б-, а'- фаз в зависимости от степени деформации при Т=77 К при меньших напряжениях, чем деформация чистой у- фазы и не дает вклада в упрочнение, т.е. наблюдается эффект "динамического размягчения" Да^, связанный с у-а'- МП, как дополнительным к скольжению механизмом деформации [213]. В таблице 3.4 представлены значения Дай, рассчитанные по соотношению (3.17) [213] и определенные по "ст-е"- кривым стабильной и метастабильной сталей (I), (VI). Видно, что Дой, определенный по "ст-е"- кривым сталей (I), (VI), в 1.3-1.5 раза меньше, чем Да<з, рассчитанный по соотношению (3.17). Поскольку правило смеси позволяет рассматривать вклад в упрочнение только двух фаз, то несоответствие между рассчитанной величиной Дай и полученной из кривых может быть связано только с недооценкой влияния на Дс^ вклада от е- мартенсита по соотношению (3.17).

Объемная доля 8- мартенсита при s=3-5% до начала у-а'- МП составляет 20%. При s=3-5% а'- мартенсит обнаруживается вначале только в местах пересечения пластин г- мартенсита и его объемная доля не превышает 3%. В этом случае а'- мартенсит, наблюдаемый в местах пересечения пластин е- мартенсита при малых деформациях е<15%, способствует снятию локальных напряжений при взаимодействии пластин &- мартенсита в двух системах [28, 105]. При s=15% а'-мартенсит наблюдается внутри пластин s- мартенсита и в самой у- фазе. Объемная доля а'- мартенсита растет и при s=20% становится равной 15% (рис.3.34, б). Поэтому сильное упрочнение, наблюдаемое в кристаллах [111] с начала пластического течения при s<15% связано в основном только с развитием у-е- МП. Сопоставление "c-s"- кривых для кристаллов [111], [011] показывает, что в кристаллах [111] динамического размягчения Aad, связанного с развитием y-s- МП не наблюдается, "a-s"- кривая метастабильной стали (VI) лежит выше стабильной стали (I) и ©=da/ds изменяется монотонно с ростом деформации (рис.3.34, а, кривая 1, 3). Таким образом, все упрочнение в кристаллах [111] метастабильной стали (VI) связано только со статическим упрочнением Aas. Следовательно, вклады динамического размягчения Aad и статического упрочнения Aas при МП зависят от ориентации кристаллов. В кристаллах, ориентированных для одиночного сдвига (кристаллы [123], [011]) сначала наблюдается эффект динамического размягчения, а затем статического упрочнения, тогда как в кристаллах, ориентированных для множественного сдвига (кристаллы [111]) упрочнение связано только со статическим упрочнением.

Вклад статического упрочнения Aas в кристаллах [111], как и в случае кристаллов [011], определен двумя способами - по соотношению Remy (3.20) [225] и по "a-s"- кривым для сталей (I), (VI) (рис.3.34, а, кривые 1, 2). Данные представлены в таблице 3.4. Из табл. 3.4 видно, что оценка величин Aas по соот.(3.20) хорошо совпадает с Aas, полученными по "a-s"- кривым течения, что подтверждает факт упрочнения, связанного только с y-s- МП.

При s>20% в кристаллах [111] статическое упрочнение Aas связано с у-а'-МП. Данные для Aas при у-а'- МП, полученные по "ст-s"- кривым течения (рис. 3.34, а, кривые 1, 2) представлены в табл. 3.4.

Сопоставление значений ©, реализуемых в кристаллах [123], [Oil], [111] за счет у-а'- и y-s- МП, соответственно, показывает, что © оказывается близким (рис. 3.32, а - 3.34, а кривые 3, 4). В табл. 3.4 представлены данные скорости роста мартенситных фаз с деформацией df/ds, определенных по данным рентгеновского анализа (рис.3.32, б - 3.34, б). Видно, что скорость роста s-мартенсита с деформацией в кристаллах [011], [111] в 2 раза превышает скорость роста а'-мартенсита в кристаллах [ 123]. Отсюда следует вывод, что эффект упрочнения от а'- мартенсита оказывается больше, чем от s-мартенсита. Подтверждением этому служат эксперименты по вариации температур деформации в кристаллах [123], [Oil], [111], [012].

На рис. 3.35 представлены экспериментальные данные по влиянию вариации температур деформации на коэффициент упрочнения © в кристаллах [123] стали (VI) при различных механизмах деформации. Из рис. 3.35 видно, если в кристаллах [ 123] предварительная деформация s=8% при Т=77 К происходит скольжением и y-s- МП развивается в одной системе, то последующая деформация при Т=300 К протекает с ©, равным 0 кривой при Т=300 К (рис.3.35, пунктирная кривая). В этом случае а'- мартенсит, который образуется в пластинах s-фазы при Т=300 К после предварительной деформации 5=8% при Т=77 К, как показывают электронномикроскопические исследования, не оказывает существенного влияния на рост 0, поскольку объемная доля а'- мартенсита мала и в у- фазу он не выходит. Если предварительная деформация при Т=77 К в кристаллах [ 123] равна, соответственно, s=20% и s=28% и реализуется скольжением и y-s-a'- МП, то последующая деформация при Т=300 К развивается с высоким 0, равным 0 кристаллов [123] на линейной стадии упрочнения. Из рис. 3.35 видно, что в этом случае кривые течения при Т=300 К после предварительной деформации при Т=77 К идут параллельно "a-s"- кривой при Т=77 К. Электронномикроскопические

Рисунок 3.35. Кривые течения при вариации температур деформации монокристаллов [123] стали Бе-17%Сг-12%№-2%Мп-0. 7 5 %81 при растяжении: Т,=77 К; Т2=300 К; Дет -изменение деформирующих напряжений

Рисунок 3.36. Изменение фазового состава монокристаллов [123] стали Ре-17%Сг-12%№-2%Мп-0.75%8і в зависимости от степени деформации и температуры испытания: а - Т=77 К, є=20%; б - Т=300 К, е=5% после предварительной деформации е-20% при Т=77 К; в - Т=77 К, е=28%; г - Т=300 К, є=5% после предварительной деформации е=28% при Т=77 К

Рисунок 4.3. Дислокационная структура монокристаллов аустенитных нержавеющих сталей Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (I) (а-г) и Бе-18%Сг-12%№-3%Мо-0.015С (II) (д, е) с Ск=0.3мас.% при деформации растяжением: а- ось растяжения [001], Т=300 К, 8=10%; б -[001], Т=77 К, 8=5%; в- ось растяжения [Ті 1], Т=300 К, є=5%; г - [Ті 1], Т=77 К, 8=5%; д - ось растяжения [001], Т=300 К, 8=10%; е - [Ті 1], Т=300 К, є=5%; в - плоскость фольги (111); а, б, г, д, е - плоскость фольги (110)

Во-вторых, в кристаллах [001] при Т=300 К дислокационная структура планарная. При s=5% наблюдаются плоские скопления расщепленных и нерасщепленных дислокаций в двух системах и ДУ. С развитием деформации при е>10% появляется двойникование, объемная доля которого возрастает с увеличением деформации (рис. 4.6). При Т=77 К ДУ обнаруживаются при 8=1-2%, а двойникование при 5% деформации в сочетании с мощными плоскими скоплениями дислокаций.

Рисунок 4.6. Двойникование по типу ДУ внедрения в монокристаллах [001] аустенитной нержавеющей стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C (II) с CN=0.5 мас.% при деформации растяжением: Т=300 К, 8=10%; б - темное поле в рефлексе двойника; плоскость фольги (110)

Итак, в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей, легированных азотом См^О.З мас.%, в ходе пластической деформации развивается планарная дислокационная структура до разрушения, которая зависит от ориентации кристалла. В кристаллах [111] в ходе пластической деформации наблюдаются плоские скопления из расщепленных дислокаций, ДУ и имеет место смена механизма деформации от скольжения к двойникованию. В кристаллах [001] в ходе пластической деформации наблюдаются плоские скопления из нерасщепленных дислокаций. С увеличением концентрации азота до CN=0.5 мас.% двойникование в кристаллах [111] становится основным механизмом деформации и развивается в [001].

На рис. 4.7 представлена общая картина формирования деформационной микроструктуры в монокристаллах [001] и [111] аустенитной нержавеющей стали двойникование является основным механизмом деформации в кристаллах [111] стали Гадфильда.

Сопоставление дислокационной структуры кристаллов [001], [111] стали Гадфильда при Т=300 К показывает, что, во-первых, плоские скопления дислокаций в кристаллах [111] сохраняются при больших деформациях s<5%, по сравнению с кристаллами [001], в которых плоские скопления исчезают при s>2%. Следовательно, переход от планарной структуры к однородной, а затем и к ячеистой в кристаллах [001] происходит раньше, чем в кристаллах [111]. Во-вторых, интенсивность развития механического двойникования при Т=300 К в кристаллах [111] по типу ДУ вычитания значительно превосходит интенсивность развития двойникования в кристаллах [001] по типу ДУ внедрения. При температурах испытания ниже комнатной в кристаллах [001] и [111] стали Гадфильда развивается планарная дислокационная структура до разрушения и двойникование, интенсивность которого в кристаллах [111] выше, чем в [001].

4.2.2. Влияние легирования алюминием на тип дислокационной структуры в монокристаллах стали Гадфильда

Легирование стали Гадфильда алюминием не сопровождается ростом критических скалывающих напряжений т^ относительно стали Гадфильда без алюминия

глава I), а приводит к повышению величины у0 в два раза относительно стали Гадфильда без алюминия (табл.1.2), к изменению типа дислокационной структуры от ячеистой к планарной и подавлению механического двойникования, которое интенсивно развивалось в стали Гадфильда, не содержащей алюминия.

На рис. 4.10 представлена дислокационная структура при деформации растяжением в монокристаллах [001] стали Гадфильда с алюминием при Т=300 К. Дислокационная структура оказывается планарной - наблюдаются плоские скопления нерасщепленных дислокаций. При s-2% число дислокаций в плоском скоплении п=15-25 дислокаций (рис. 4.10, а). С увеличением деформации е=10— 20% наблюдается взаимодействие плоских скоплений друг с другом (рис.4.10, б).

4.3. Физическая природа формирования ориентационной зависимости типа дислокационной структуры в монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки при легировании азотом и углеродом

Анализ экспериментальных данных, полученных на кристаллах с ГЦК-решеткой, характеризующихся низкими значениями хкр, показывает, что в этих низкопрочных кристаллах изменение величины уо от 0.01 Дж/м в кристаллах Ni-68 ат.%Со до 0.095-0.120 Дж/м2 для чистого никеля не приводит к изменению типа дислокационной структуры [107, 108]. Дислокационная структура оказывается ячеистой, начиная с ранних стадий пластического течения е>3-5% [107, 108]. Поскольку образование ячеистой структуры обычно связывают с развитием поперечного скольжения винтовых дислокаций, то это означает, что поперечное скольжение наблюдается с ранних стадий пластического течения в масштабах, соизмеримых с размерами ячеистой структуры L=0.02 мкм. Стадия III на кривой течения ГЦК- монокристаллов, ориентированных для одиночного скольжения, связана с развитием поперечного скольжения, которое легко наблюдается металлографически [44, 45, 54, 107, 108, 252]. Следовательно, низкие значения энергии дефекта упаковки у0 не являются единственным фактором, способствующим подавлению поперечного скольжения. Поперечное скольжение в низкопрочных ГЦК-кристаллах развивается с ранних стадий пластической деформации и приводит к образованию ячеистой дислокационной структуры, а на стадии III кривой течения поперечное скольжение происходит в макрообъемах.

Повышение уровня сил трения за счет твердорастворного упрочнения атомами замещения и внедрения приводит, как показывают экспериментальные данные, полученные на сплавах твердых растворов на основе меди, никеля, аустенитных нержавеющих сталей, к развитию планарной дислокационной структуры, и переход от ячеистой к планарной структуре оказывается зависящим от уровня сил трения Ff, величины уо, от степени деформации и ориентации кристалла [93, 107, 108, 253, 254].

На основе анализа экспериментальных данных по развитию дислокационной структуры в работе [108] был предложен критерий для предсказания типа дислокационной структуры. Так как в основе критерия лежит идея о легкости развития или затруднения поперечного скольжения винтовых дислокаций, то сила Ft, которая необходима для объединения двух частичных дислокаций Шокли bi и Ь2, равна [108]:

Ft=y0-Fr-aFf. (4.1)

Здесь уо - энергия дефекта упаковки, Fr - сила упругого отталкивания между двумя частичными дислокациями Шокли, Ff - сила трения со стороны атомов замещения и внедрения, а - зависит от числа частичных дислокаций и равна 2 для ГЦК-кристаллов. Подчеркнем, что критерий, разработанный в [108], для предсказания типа дислокационной структуры, не учитывает роль ориентации в ее формировании.

Для объединения полной b а/2< 110> дислокации, расщепленной на частичные дислокации Шокли а/6<211> Ь| и Ъ2, в нерасщепленную винтовую дислокацию b и, соответственно, для зарождения стяжки, необходимой для поперечного скольжения, частичные дислокации должны преодолевать силы трения Ff и упругого отталкивания Fr. Увеличение энергии дефекта упаковки у0 способствует объединению частичных дислокаций Шокли а/6<211> в полную скользящую дислокацию а/2<110> [107, 108, 130].

Используя соотношение (4.1), можно получить критерий для предсказания типа дислокационной структуры, если обе части соотношения (4.1) разделить на G - модуль сдвига материала и члены, независящие от легирования, сгруппировать вместе [108]:

WR= Fr/G+ Ft/G= yo /G-2Ff/G. (4.2)

В чистых ГЦК-кристаллах, в которых отсутствуют эффекты твердорастворного упрочнения, и, следовательно, Ff оказывается незначительной, y0/G может быть использовано как критерий перехода от ячеистой к планарной структуре [107, 108]. В сплавах, в том числе и в аустенитных сталях, упрочненных атомами замещения и внедрения, эффекты твердорастворного упрочнения, согласно (4.2), затрудняют поперечное скольжение и, следовательно, должны способствовать развитию планарной дислокационной структуры.

Количественная оценка Брт^ для комнатной температуры испытания может быть проведена по соотношению (4.3), полученному в [108]:

1 + у)вьсас

Tfb = ■ tt(i-v)

Здесь v - коэффициент Пуассона, равный 0.3 для сталей, Q - параметр атомного несоответствия, С - концентрация атомов замещения и внедрения в растворе, Ьс -краевая компонента вектора Бюргерса частичной дислокации Шокли а/6<211>. Соотношение (4.3) описывает твердорастворное упрочнение на пределе текучести при комнатной температуре, исходя из предположения, что х{ определяется динамическим деформационным старением [105, 108]. В большинстве ГЦК-твердых растворах при Т>ТК0М наблюдается начало плато на температурной зависимости а0л(Т), и поэтому максимальная сила трения за счет динамического деформационного старения будет близка к пределу текучести при Тком [108].

Используя соотношения (4.2) и (4.3) в работе [108] были рассчитаны значения Wr для сплавов на основе меди и никеля, которые сопоставляли с экспериментально найденным типом дислокационной структуры. При WR>

WRKp=( 1.68-3.55)xlО"13 м наблюдается ячеистая дислокационная структура, а при

WR< Wrkp - планарная дислокационная структура [108]. Необходимо подчеркнуть, что ячеистая и планарная дислокационные структуры являются двумя крайними типами дислокационной структуры, тогда как в интервале значений Wrkp=(1.68

3.55)х10" м следует ожидать переходный тип дислокационной структуры, в котором представлены две составляющие дислокационной структуры одновременно.

В разделах 4.1-4.2 представлены экспериментальные данные формирования типа дислокационной структуры в монокристаллах аустенитных сталей в зависимости от ориентации оси кристалла, величины энергии дефекта упаковки у0, концентрации атомов внедрения - азота, углерода, величины деформации и температуры испытания. В настоящем разделе предпринята попытка выяснить физическую природу формирования типа дислокационной структуры - ячеистой или планарной - в монокристаллах аустенитных сталей, основываясь на ранее разработанном критерии формирования типа дислокационной структуры (4.2), который не учитывает влияние ориентации на ее формирование [108]. Согласно критерию (4.2) [108], при WR> WR-( 1.68-3.55)х 10" м должна наблюдаться ячеистая структура, при WR<WRKp - планарная дислокационная структура, а в trn 1 ^ интервале значений WR -(1.68-3.55)х10" м следует ожидать переходный тип дислокационной структуры, в котором представлены две составляющие дислокационной структуры одновременно.

Аустенитные нержавеющие стали без азота представляют собой твердые растворы замещения, в которых основной эффект твердорастворного упрочнения обусловлен атомами молибдена. Их размер оказывается больше, чем атомов железа и параметр атомного несоответствия Q в решетке ГЦК- железа равен 0.033 [52, 96, 97]. Изменение дислокационной структуры в аустенитных сталях в зависимости от у0 и if должно быть аналогичным ранее наблюдаемым в сплавах на медной и никелевой основе [107, 108], и следует ожидать, что критические значения WR должны оставаться прежними WR Кр=(1.68-З.55)х10"13 м.

В сталях, легированных азотом CN=0.1-0.7 мас.%, параметр атомного несоответствия между атомами азота и размером октаэдрической поры равен 0.16 [52, 96, 97, 255], поэтому твердорастворное упрочнение за счет атомов азота оказывается значительнее, чем для атомов замещения

глава I).

В таблице 4.2 приведены оценки WR для аустенитных сталей без азота при 300 К с использованием соотношений (4.2) и (4.3), которые определяют критерий I для предсказания типа дислокационной структуры. При Т=77 К при расчете WR по соотношению (4.2) за Ff=Xfb принимали экспериментально измеренные значения критических скалывающих напряжений для кристаллов [001]

глава I).

Оценки показывают (табл. 4.2), что при 300 К в стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Мо с высокой у0 без азота WR>WRKp, и, следовательно, дислокационная структура должна быть ячеистой. Экспериментальные наблюдения дислокационной структуры соответствуют критерию I, предсказывающему тип дислокационной структуры для ориентаций [111] и [001] (рис.4.1, а, в, табл.4.2).

Деформация при Т=77 К стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo без азота приводит к появлению переходной дислокационной структуры в кристаллах [001] с элементами планарной и ячеистой структуры и планарной структуры в кристаллах

Таблица 4.

Рассчитанные значения критической ширины определяющей тип структуры в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей сталь ориента Сы, Тисгъ К у0, Дж/м2 уо/а Уэфф, Уэфф/в X О, 2РЮ х х Тип ция мас.% Ю"13 м Дж/м2 10"13 ,м 10"13 ,м 10"13, м 10"13,м скольже расчет экспер. ния по кри-

глава I) терию I,

Расчет типа дислокационной структуры без учета влияния ориентации оси растяжения

Бе- 0 300 0.064 8 0.033 0.696 7.3 ячеист.

26%Сг- 0 77 0.04 4.7 2.29 2.4 переход

32%№

3%Мо 0.3 300 0.043 5.37 0.16 2.38 2.99 переход

0.3 77 0.025 2.94 0.16 4.41 -1.47 планарн

0.7 300 0.026 3.25 0.16 5.56 -2.31 планарн

0.7 77 0.023 2.7 0.16 7.76 -5.06 планарн

Бе- 0 300 0.025 3.125 0.033 0.680 2.45 переход

18%Сг- 0 77 0.015 1.76 0.033 2.2 -0.44 планарн

12%№

2%Мо- 0.5 300 0.015 1.87 0.16 3.97 -2.1 планарн

0.015%С

Расчет типа дислокационной структу] ры с учетом влияния о] риентации оси растяжения

001> 0 300 0.066 8.25 0.033 0.696 7.554 ячеист.

111> 0 300 0.06 7.5 6.

26%Сг- <001> 0 77 0.046 5.4 0.033 2.29 3.11 переход

32%№- <111> 0 77 0.032 3.76 2.29 1.47 планарн

3%Мо <001> 0.3 300 0.048 6.0 0.16 2.38 3.62 ячеист.

111> 0.3 300 0.039 4.87 2.49 переход

001> 0.3 77 0.036 4.23 0.16 4.41 0.18 планарн

111> 0.3 77 0.0153 1.8 3.88 -2.08 планарн

001> 0.7 300 0.032 4 0.16 5.56 -1.56 планарн

111> 0.7 300 0.016 2 -3.56 планарн

Бе- <001> 0 300 0.028 3.5 0.033 0.680 2.82 переход

18%Сг- <111> 0 300 0.023 2.8 2.19 переход

12%№- <001> 0 77 0.019 2.2 0.033 2.2 0 планарн

2%Мо- <111> 0 77 0.008 0.94 1.76 -0.82 планарн

0.015%С <001> 0.5 300 0.02 2.5 0.16 3.97 -1.47 планарн

111> 0.5 300 0.01 1.25 0.16 -2.72 планарн

Ре- <001> - 300 0.02 2.5 0.0255 3.2 11.9 -9.4 планарн

13%Мп- <111> - 300 0.0156 1.95 -9.95 планарн

1.3%С

Ре- <001> - 300 0.048 6 0.054 6.75 11.9 -5.15 планарн

13%Мп- 9 7%а1 <111> - 300 0.042 5.25 -6.65 планарн / /огл.і- 1.3%С

Примечание. Модуль сдвига в=80 ГПа при температуре Т=300 К, в=85 ГПа при температуре Т=77 К [13], краевая компонента вектора Бюргерса частичной дислокации Ьс=0.105 нм

111]. Оценки по критерию I (табл.4.2), которые не учитывают влияния ориентации на тип образующейся дислокационной структуры, дают экспериментальные значения WR, лежащие в интервале критических значений WR. Следовательно, согласно критерию I, можно ожидать сочетания двух дислокационных структур как в ориентации [111], так и в [001]. Такое предсказание находится в противоречии с экспериментальными данными для кристаллов [111], в которых имеет место планарная дислокационная структура (рис.4.1, г, табл.4.2) и соответствует наблюдаемому типу дислокационной структуры в кристаллах [001].

В стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C без азота энергия дефекта упаковки уо^О.025-0.030 Дж/м за счет низкой концентрации никеля меньше в 2.5 раза по сравнению со сталью Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo, где у0=0.065 Дж/м2 при близких значениях ткр при 77 К и 300 К (табл. 4.1). Оценки по критерию I дают хорошее согласие с экспериментом для кристаллов [001] и [111] при Т=77 К, в которых предсказывается и экспериментально наблюдается планарное скольжение (рис. 4.2, б, г). При Т=300 К предсказывается переходный тип структуры для кристаллов [001] и [111], тогда как экспериментально в кристаллах [111] обнаруживается планарная дислокационная структура (табл. 4.2, рис. 4.2, в), а в [001] - переходная.

Расчет по критерию I для сталей с азотом представлен в таблице 4.2. Видно, что расхождение между экспериментом и критерием наблюдается только при 300 К для стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo с CN=0.3 мас.% в кристаллах [001] и [111]. Критерий I дает переходный тип структуры, экспериментально в кристаллах [001] обнаружена ячеистая структура, а в [111] - планарная (рис.4.3, а, в, табл.4.2). Для всех остальных исследованных в работе состояний сталей Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%С и Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo с азотом экспериментально наблюдаемый планарный тип дислокационной структуры согласуется с оценками по критерию I.

Таким образом, критерий I в основном предсказывает правильно экспериментально наблюдаемый тип дислокационной структуры в кристаллах аустенитных нержавеющих сталей при CN^0.3 мас.% и Т<300 К. Это свидетельствует о том, что независимо от ориентации кристалла сочетание высокого уровня деформирующих напряжений за счет твердорастворного упрочнения азотом в кристаллах сталей Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C и Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo при CN>0.3 мас.% с низкими значениями у0 приводит к подавлению процессов поперечного скольжения дислокаций и определяет планарный характер дислокационной структуры [107, 108].

Однако ряд особенностей ориентационной зависимости типа дислокационной структуры не могут быть объяснены с позиций критерия I. Во-первых, в кристаллах стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo без азота при 77 К и с CN=0.3 мас.% при 300 К экспериментально обнаружена ориентационная зависимость типа дислокационной структуры, которая не согласуется с критерием. Во-вторых, с позиций критерия I невозможно объяснить характерные детали планарной дислокационной структуры, которые оказываются зависящими от ориентации оси кристалла. Например, в стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C без азота, деформированной при 77 К, при наблюдении плоских скоплений в кристаллах [001] и [111] только в кристаллах [111] полные дислокации а/2<110> оказываются расщепленными на частичные дислокации Шокли а/6<211> и наблюдаются ДУ. В кристаллах [001] таких особенностей нет. В кристаллах стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Мо без азота при 77 К и CN=0.3 мас.% при 300 К и 77 К ДУ и расщепление полных дислокаций а/2< 110> на частичные дислокации Шокли а/6<211> обнаружены только в кристаллах [111], а в [001] их нет. И, наконец, в-третьих, необходимо объяснить, почему в кристаллах [111] планарный характер дислокационной структуры может сохраняться до больших деформаций без азота при Т=300 К и иметь место вплоть до разрушения при легировании азотом, а в кристаллах [001] - нет.

Для объяснения этих особенностей ориентационной зависимости типа дислокационной структуры необходимо ввести в рассмотрение физические факторы, которые учитывают при анализе процессов поперечного скольжения не только величину уо и уровень сил трения Tf, но и зависимость процессов поперечного скольжения от ориентации оси кристалла и знака приложенных напряжений - растяжения/сжатия и величины деформации.

Из теории дислокаций известно, что в ГЦК- кристаллах полная винтовая дислокация а/2<110>, расщепленная на частичные дислокации Шокли а/6<211> с образованием ДУ вычитания между ними, изменяет свое расщепление в зависимости от ориентации, уровня и знака внешних напряжений [32, 39-42]. Следовательно, изменяется эффективная энергия дефекта упаковки уЭфф в соотношении (1.2). Согласно соотношению (1.2), при деформации растяжением уЭфф в ориентации [001] увеличивается по сравнению с у0 , а в [111], напротив, уменьшается. Результаты оценок уЭфф в зависимости от ориентации кристалла, концентрации азота, уровня приложенных напряжений и температуры испытания приведены в таблице 4.2. Ранее в

главах I и II мы уже рассматривали физические идеи влияния ориентации на величину расщепления дислокаций при анализе ориентационной зависимости критических скалывающих напряжений в аустенитных сталях при легировании атомами внедрения и при смене механизма деформации от скольжения к двойникованию. В данном разделе работы мы рассматриваем влияние ориентации на тип дислокационной структуры.

Если теперь в критерий I вместо уо в выражении (4.2) ввести уэфф, определенное по соотношению (1.2), то получается модифицированный критерий II. Оценки WR по критерию II с использованием выражений (4.2) и (1.2) представлены в таблице 4.2. Видно, что, во-первых, в этом случае удается устранить расхождение критерия I с экспериментом для кристаллов стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo без азота при Т=77 К и CN=0.3 мас.% при Т=300 К. Дополнительное увеличение величины расщепления дислокаций d, уменьшение уэфф в кристаллах [111] за счет взаимодействия поля внешних напряжений с частичными дислокациями Шокли Ьь Ъ2 [40] приводит к подавлению процессов поперечного скольжения и к образованию планарной дислокационной структуры. В кристаллах [001], напротив, уменьшение величины расщепления дислокаций d, рост уэфф за счет эффекта "поджатия" дефекта упаковки внешними напряжениями способствует развитию поперечного скольжения и определяет ячеистый тип дислокационной структуры.

В стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C без азота при 300 К по этой же причине в кристаллах [111] наблюдается планарный тип дислокационной структуры, в [001] - переходный тип.

Во-вторых, соотношение (1.2) позволяет объяснить зависимость от ориентации, концентрации азота и температуры испытания величины расщепления d полной винтовой дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211>, образование ДУ и двойников в кристаллах [111] и отсутствие этих особенностей в кристаллах [001] при растяжении, что детально было показано в главе II настоящей работы. Действительно, при Ск^О.З мас.% и Т-77-300 К расщепление полных дислокаций а/2< 110> на частичные дислокации Шокли а/6<211>, ДУ и микродвойники наблюдаются только в кристаллах [111] и отсутствуют в [001] и это находится в полном соответствии с выводами из соотношения (1.2).

Достижение высокого уровня напряжений Ткр и понижение уо за счет легирования сталей Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo, Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0/015%C азотом приводит к тому, что уэфф в соотношении (1.2) приближается к нулю (табл. 4.2). Это можно рассматривать как потерю устойчивости полной винтовой дислокации а/2< 110> к расщеплению на частичные дислокации Шокли а/6<211> в кристаллах с ориентацией вблизи [111], образование ДУ и механического двойникования.

Такой механизм зарождения ДУ за счет расщепления полной винтовой дислокации а/2<110> на частичные дислокации Шокли а/6<211 > подтверждается экспериментально в кристаллах [111] сталей Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo, Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0/015%C, когда наряду с расщепленными дислокациями а/2<110>, образующими плоские скопления дислокаций, наблюдаются протяженные дефекты упаковки вычитания (рис.2.5, а, б и рис. 4.2, г). Дальнейший рост двойников может происходить по механизму наслоения ДУ друг на друга [53, 124, 125].

Используя соотношение (1.2), можно объяснить формирование дислокационной структуры в ходе пластической деформации при растяжении: в кристаллах [111] - планарной, а в [001] - ячеистой. Так, при пластической деформации уровень напряжений растет, следовательно, это, согласно соотношению (1.2), в кристаллах [111] приводит к уменьшению уэфф и к увеличению величины расщепления d дислокаций а/2<110> с ростом деформации. Таким образом, в кристаллах [111] процессы поперечного скольжения с ростом деформации будут подавлены за счет увеличения расщепления дислокаций, а дислокационная структура будет сохраняться планарной (рис. 4.5). Это может приводить к увеличению протяженности стадии II линейного упрочнения и подавлению образования стадии III динамического возврата. В кристаллах [001], напротив, с ростом деформации уэфф будет возрастать, а величина расщепления d дислокаций а/2<110> будет уменьшаться, и, следовательно, процессы поперечного скольжения будут облегчены и дислокационная структура будет ячеистой (рис.4.4). В результате этого в кристаллах [001] следует ожидать быстрого перехода от стадии II линейного упрочнения к стадии III динамического возврата.

В таблице 4.2. представлены данные по формированию типа дислокационной структуры по критерию (4.2) и (1.2) с учетом влияния ориентации в кристаллах [001], [111] стали Гадфильда без алюминия и с алюминием. Согласно критерию в кристаллах [001], [111] стали Гадфильда, так же как и в кристаллах аустенитных нержавеющих сталей с азотом, должна наблюдаться планарная дислокационная структура при Т=300 К. Действительно, при малых деформациях е<2% в кристаллах [001], [111] стали Гадфильда дислокационная структура оказывается планарная, имеют место плоские скопления дислокаций п=5-7 дислокаций в плоском скоплении, но с ростом деформации £>2-5% дислокационная структура быстро трансформируется в ячеистую. Такое сильное различие в типе дислокационной структуры, планарной в нержавеющих сталях с азотом и ячеистой в стали Гадфильда, не может быть объяснено с позиций обычных критериев перехода от планарного скольжения к ячеистой структуре, основанных на подавлении поперечного скольжения дислокаций [107, 108]. Действительно, кристаллы имеют одну и ту же ориентацию, близкие значения у0, уровень сил трения тР и дислокационная структура должна быть в них планарной, поскольку поперечное скольжение винтовых сегментов дислокаций должно быть подавлено в обеих сталях из-за низких значений 70=0.023 Дж/м2 (табл. 4.2) и высоких значений ткр=С/800=1,25хЮ"3С. Наблюдаемое различие в дислокационной структуре - отсутствие плоских скоплений в стали Гадфильда и их наличие в стали Гадфильда с А1 и аустенитных нержавеющих сталях с азотом - может быть связано только с различием в подвижности атомов углерода и азота при Т=300 К [51, 59, 60, 63]. Исследования скоростной чувствительности (3=Аа/1п^ при различных температурах испытания Т показывают [59, 60, 80, 114, 256], что в аустенитных нержавеющих сталях с азотом (3 всегда положительна, и это свидетельствует о нормальной скоростной чувствительности, обычно наблюдаемой в ГЦК- сплавах замещения при температурах, исключающих атомные перераспределения в процессе деформации [102, 105]. Следовательно, атомы азота в интервале Т<373-473 К оказываются неподвижными в решетке [80, 105, 114, 256]. Скоростная чувствительность р в стали Гадфильда при Т вблизи 300 К оказывается отрицательной (рис. 1.37 ), что свидетельствует, согласно [51, 59, 60, 102, 105], о развитии процессов динамического деформационного старения. При Т<250-300 К коэффициент Р становится положительным, и можно предположить, что диффузия атомов углерода при этих Т не происходит. Поэтому при Т<300 К дислокации скольжения могут разрушать ближний порядок в расположении атомов в парах Мп-С в стали Гадфильда и Сг-Ы в нержавеющих сталях. В стали Гадфильда при Т=300 К ближний порядок может легко восстанавливаться в процессе деформации за счет высокой диффузионной подвижности атомов углерода [51] и, таким образом, не будет разупрочнения действующих систем скольжения из-за отсутствия разрушения ближнего порядка, и плоских скоплений дислокаций не образуется. Такой механизм ранее был разработан для объяснения изменений дислокационной структуры от плоских скоплений дислокаций к ячеистой в сплавах на основе Си с ярко выраженным ближним порядком при Т=473-573 К [54, 253]. В настоящей работе эти идеи используются для объяснения отсутствия плоских скоплений и динамического деформационного старения в стали Гадфильда при Т=300 К. В нержавеющих сталях диффузия атомов азота при Т=300 К не происходит из-за более высоких значений энергии активации диффузии по сравнению с атомами углерода в ГЦК- решетке [51], поэтому разрушенный ближний порядок не восстанавливается и происходит образование плоских скоплений дислокаций.

При понижении температуры деформации Т<300 К, когда атомы углерода оказываются неподвижными, в стали Гадфильда наблюдаются плоские скопления дислокаций, скоростная чувствительность становится положительной (рис. 1.37), что находится в полном согласии с критерием (4.2).

При легировании стали Гадфильда алюминием дислокационная структура в кристаллах [001] [111] при Т=300 К и е>5%, в соответствии с критерием I, планарная. Это дает основание считать, что атомы алюминия понижают диффузионную подвижность углерода. Понижение диффузионной подвижности атомов углерода при легировании алюминием подтверждается изменением скоростной чувствительности при Т=300 К от отрицательной в кристаллах [001] стали Гадфильда без алюминия к положительной в кристаллах [001] стали Гадфильда с алюминием [256]. Положительная скоростная чувствительность при Т=300 К наблюдается в поли- и монокристаллах сталей, легированных азотом, диффузионная подвижность которого значительно меньше, чем углерода [59, 60, 63, 256]. Механическое двойникование, которое интенсивно развивалось в монокристаллах [111] стали Гадфильда, при легировании алюминием развивается на поздних стадиях деформации [256]. Подавление развития механического двойниковании в кристаллах [111] стали Гадфильда с алюминием с начала пластического течения связано с увеличением энергии дефекта упаковки у0. Оценка величины энергии дефекта упаковки по методике определения ширины тройных дислокационных узлов [92] показывает, что алюминий увеличивает энергию дефекта упаковки в 2.5 раза относительно стали Гадфильда без алюминия (в стали Гадфильда с алюминием у0=(0.05+0.005) Дж/м , без алюминия у0=(0-02±0.003) Дж/м2).

Итак, экспериментально на монокристаллах аустенитных сталей показано, что тип дислокационной структуры - планарный и ячеистый - зависит от величины энергии дефекта упаковки, ориентации оси кристалла, температуры испытания, концентрации атомов внедрения и их подвижности. Дислокационная модель, описывающая зависимость типа дислокационной структуры - планарной и ячеистой - от ориентации оси кристалла, уровня сил трения, величины энергии дефекта упаковки, базируется на изменении величины расщепления дислокаций в поле приложенных напряжений. Далее в работе будет показано, как тип дислокационной структуры и его изменение с увеличением уровня сил трения и понижением температуры испытания, а также двойникование будут определять стадийность кривых течения и коэффициент деформационного упрочнения на стадии II линейного упрочнения в монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки.

4.4. Стадийность кривых течения и коэффициент деформационного упрочнения в монокристаллах аустенитных сталей с разной энергией дефекта упаковки

4.4.1. Закономерности пластического течения в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо с высокой энергией дефекта упаковки без атомов азота

В разделах 4.1-4.3 работы показано, что тип дислокационной структуры в монокристаллах аустенитных сталей зависит от ориентации кристалла. Ориентационная зависимость типа дислокационной структуры определяется зависимостью величины расщепления дислокаций от ориентации [40-42]. Легирование атомами внедрения приводит к росту уровня напряжений на пределе текучести а0л и уменьшению величины энергии дефекта упаковки у0. В результате, сочетание этих двух факторов - увеличение уровня напряжений на пределе текучести а0л и понижение у0 - приводит к изменению типа дислокационной структуры от ячеистой в сталях без атомов азота к планарной в сталях с азотом и к смене механизма деформации от скольжения к двойникованию. Поскольку тип дислокационной структуры определяет стадийность кривых течения и коэффициент деформационного упрочнения © [102, 227-232], то в настоящем разделе исследовали на монокристаллах аустенитных сталей, легированных атомами внедрения, влияние типа дислокационной структуры - ячеистого и планарного - и механизма деформации - скольжения и двойникования - на стадийность кривых течения и 0. Монокристаллы позволяют смоделировать развитие пластического течения в одной системе скольжения или двойникования, а также в нескольких системах одновременно. Экспериментально установлено, что при средних концентрациях атомов азота Cn=0.3 мас.% в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей развивается планарная структура, а при высоких Cn>0.5 мас.% имеет место смена механизма деформации от скольжения к двойникованию, причем двойникование развивается уже при деформации 8=0.5-1%. В этом случае при CN=0.3-0.5 мас.% развитие пластического течения скольжением в одной системе или двойникования в одной системе со скольжением, или только деформация двойникованием в одной системе должно приводить к вырождению стадийности кривой течения g(s) и изменению коэффициента деформационного упрочнения 0. А именно, при развитии деформации скольжением при См=0.3 мас.% и при Т<300 К следует ожидать усиления локализации деформации в одной системе, уменьшения 0, увеличения протяженности стадии II линейного упрочнения и подавления процессов образования шейки. При развитии двойникования в одной системе при CN=0.5 мас.% следует ожидать зарождения и распространения двойников полосой Людерса с 0=0. При активации нескольких систем двойникования с начала пластического течения можно ожидать высоких значений 0 из-за взаимодействия пересекающихся систем двойников.

Ниже представлены кривые течения при деформации растяжением монокристаллов [111], [001], [123] и [012] аустенитной нержавеющей стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo (I) с высокой у0=0.065 Дж/м2 в координатах "g-s" в интервале температур Т=77-573 К (g=P/Ss, s=A1/10, Р- приложенная нагрузка, 10 - начальная длина образца, Д1 - изменение длины образца, Se= S0/(l- s), S0 - начальное сечение образца).

В кристаллах [111], ориентированных для множественного скольжения, пластическое течение начинается со стадии II (рис. 4.12). Коэффициент деформационного упрочнения 0ц на стадии II линейного упрочнения не зависит от i1IIIII »

10 20 30 40 50 60 е,%

Рисунок 4.12. Кривые течения "ст-е" при деформации растяжением монокристаллов [111] аустенитной нержавеющей стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo (I) без азота: 1 - Т=573 К; 2 -Т=300 К; 3 - Т=77 К температуры и оказывается таким же, как и в ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения (табл.4.3) [44, 45]. Переход к стадии III динамического возврата при Т=300 К (с=800 МПа при деформации s=35%) связан с развитием поперечного скольжения дислокаций, сопровождающийся понижением коэффициента деформационного упрочнения 0, в соответствии с теорией пластического течения для ГЦК- кристаллов (рис.4.13, кривая 2) [44, 45, 72, 252]. Повышение температуры испытания Т=573 К приводит к уменьшению протяженности стадии II и понижению напряжений, при которых происходит переход к стадии III (о=600 МПа при 8=32% ) (рис.4.12, кривая 1). При Т=77 К при деформации s=20% в кристаллах [111] наблюдается падение 0 (рис.4.12, кривая 3), которое не связано с переходом к стадии III, а, как показывают исследования дислокационной структуры, связано с механическим двойникованием. При Т=77 К двойникование развивается в одной системе и приводит к увеличению пластичности по сравнению с высокими температурами испытания. Увеличение пластичности в кристаллах [111] при Т=77 К обусловлено двумя факторами: во - первых, развитие двойникования подавляет процессы поперечного скольжения и, во-вторых, для образования шейки требуется развитие скольжения в нескольких системах [18,

Таблица 4.3.

Коэффициент деформационного упрочнения © на стадии II линейного упрочнения в монокристаллах стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо без азота с высокой энергией дефекта упаковки у0=0.065 Дж/м при деформации растяжением ориентация т,к da/ds, МПа (da/d£)/G(T) xlO"3 dx/dy, МПа (dx/dy)/G(T) xlO"

111] 573 1800 24.

300 2200 27.

77 2400 28.

001] 573 1400 19.

300 1200 15.

77 2500 29.

123] 300 1500 18.75 303.75 3.

77 1600 18.82 324 3.

012] 300 1200 15.0 300 3.

77 1300 15.3 325 3.

105, 257, 258]. Исследования дислокационной структуры показывают, что при Т>300 К основным механизмом деформации является скольжение и, как было отмечено выше, развивается ячеистая дислокационная структура (рис. 4.1). С понижением температуры до Т=77 К тип дислокационной структуры в этих кристаллах изменяется от ячеистой при высоких Т к планарной с плоскими скоплениями дислокаций и дефектами упаковки (ДУ) с последующим переходом к механическому двойникованию, развитие которого приводит к увеличению пластичности. Следовательно, в кристаллах [111] стабильной стали Fe-26%Cr

32%№-3%Мо с понижением температуры при Т=77 К наблюдается ПНД-эффект -увеличение пластичности в результате развития двойникования [259].

В кристаллах [001], ориентированных для множественного скольжения, пластическое течение при Т=77 К, как и в кристаллах [111], начинается со стадии II (рис. 4.13, кривая 3). При Т=77 К © на кривой течения в кристаллах [001] соответствует ©ц, характерному для ГЦК- кристаллов (табл. 4.3), а переход к стадии динамического возврата происходит при а=8 80 МПа. При Т>300 К © на кривой течения становится меньше, чем при Т=77 К (табл. 4.3) и стадию III динамического возврата выделить в явном виде не удается. Это может быть связано с тем, что стадия III в кристаллах [001] начинается раньше, чем стадия II вполне развилась [45]. Быстрый переход от стадии II к стадии III приводит к уменьшению пластичности и ©ц в кристаллах [001] при Т>300 К по сравнению с пластичностью и ©п данных кристаллов при Т=77 К, где переход к стадии III на кривой течения можно точно определить (рис.4.13, кривые 2, 3). Такое поведение кристаллов [001] оказывается подобным поведению монокристаллов А1 с высокой у0 при Т=300 К [45]. Исследование дислокационной структуры показывает, что основным механизмом деформации кристаллов [001] является скольжение. При Т>300 К дислокационная структура ячеистая, а при Т=77 К - смешанная, содержит в себе как элементы планарной структуры, так и ячеистой (рис. 4.1).

10 20 30 40~гД

Рисунок 4.13. Кривые течения "а-е" при деформации растяжением монокристаллов [001] аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (I) без азота: 1 - Т=573 К; 2 -Т=300 К; 3 - Т=77 К

В кристаллах [012] и [123], ориентированных для одиночного скольжения, на кривых течения наблюдаются три стадии пластического течения: стадия I -легкого скольжения, линейная стадия II - деформационного упрочнения и стадия III- динамического возврата (рис. 4.14, 4.15). При Т=300 К стадия I в кристаллах [012] и [123] составляет 4%, а переход к стадии III происходит при ст=500-580 МПа, соответственно (рис.4.14, 4.15, кривая 1). При понижении температуры протяженность стадии легкого скольжения увеличивается в 2 раза, а напряжения стадии III не достигаются за счет развития пластической деформации на стадии II преимущественно в одной системе и, таким образом, происходит подавление условий для образования шейки [18, 105]. ©п на II стадии не зависит от температуры и ©цЮ оказывается таким же, как и в ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения (табл. 4.3) [44, 45]. В кристаллах [123] при Т=77 К и е>50% наблюдается уменьшение ©, связанное с изменением типа дислокационной структуры, которое в свою очередь также приводит к задерживанию образования шейки [18, 105]. В дислокационной структуре при £>50% наблюдаются расщепленные дислокации и ДУ в одной системе. Основным механизмом пластической деформации кристаллов [012] и [123] является скольжение в одной первичной системе скольжения [101] (111), которое определяет стадийность кривых течения и коэффициент деформационного упрочнения ©„ на линейной стадии II. Этот вывод основан, во-первых, на исследовании прецессии оси кристаллов. Так в кристаллах [012] и [123] при Т=77-300 К прецессия оси кристаллов происходит в полюс [101], который является направлением скольжения в первичной системе скольжения [101] (111) в ГЦК- кристаллах (рис. 4.14, б, в, 4.15, б, в). Во-вторых, исследования дислокационной структуры подтверждают выводы о скольжении, как основном механизме деформации данных кристаллов при Т=77-300 К.

Итак, экспериментально показано, что пластическое течение монокристаллов аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (I) с высокой у0=0.065 Дж/м2 при Т=77-300 К развивается по закономерностям, ранее полученным при исследовании пластической деформации ГЦК- чистых металлов и

Рисунок 4.14. Кривые течения "сг-е" (а) и прецессия оси кристалла (б-г) при деформации растяжением монокристаллов [012] аустенитной нержавеющей стали Бе-26%Сг-32%№-3%Мо (I) без азота: 1 - Т=300 К; 2 - Т=77 К; б- прецессия оси кристалла при Т=300 К; в -прецессия оси кристалла при Т=77 К; г- сопоставление экспериментально заданной деформации 8Экс с определенной по прецессии оси кристалла ереНт

Рисунок 4.15. Кривые течения "ст-е" (а) и прецессия оси кристалла (б-г) при деформации растяжением монокристаллов [123] аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (I) без азота: 1 - Т=300 К; 2 - Т=77 К; б- прецессия оси кристалла при 1=300 К; в -прецессия оси кристалла при Т=77 К; г- сопоставление экспериментально заданной деформации Еэкс с определенной по прецессии оси кристалла ереНт

Таблица 4.4.

Коэффициент деформационного упрочнения 0 на стадии II линейного упрочнения в монокристаллах сталей Бе-18%Сг- 12%№-2%Мо-0.015%С (II), Бе-17%Сг-12%№-2%Мп-0.75%8і (VI) с низкой энергией дефекта упаковки у0 при деформации растяжением сплав ориента ция т,к сіст/сіє, МПа (аа/аЄ)/с(Т) хЮ"3 ёг/ёу, МПа (ётЛ1у)/С(Т) хЮ"

И) [Тії] 573 1800 24.

300 1800 22.

123 3000 36.

77 3800 44.

VI) [Тії] 300 2200 27.

77 3200 38.

И) [001] 573 2000 27.

300 2800 35.

123 2400 28.

77 2600 30.

VI) [001] 300 1700 21.

77 2800 32.

П) [011] 573 700 9.5 117.67 1.

300 900 11.25 151.3 1.

123 4800 57.83 806.88 9.

77 5000 58.8 840.5 9.

VI) [011] 300 800 10 135 1.

188 1100 13.3 185 2.

77 5080 60 870 10.

II) [012] 300 814 10 203.5 2.

77 1170 14 290 3.

VI) [І23] 300 1043 13 213 2.

188 2400 29 486 5.

77 5000 58.

Ag [44] [Ï23] 290 77 3.0 3.

Cu [44, 45] [011] 300 2.

В кристаллах [001] сталей (II), (VI) пластическое течение при Т=77-573 К начинается со стадии II (рис. 4.16), на которой © соответствует @ц и ©n/G(T) оказывается не зависит от температуры и равен ©ц/G, наблюдаемым в ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения (табл.4.3, 4.4) [44, 45]. Исследование дислокационной структуры (рис. 4.2, рис. 4.4, табл. 4.1) показывает, что основным механизмом деформации кристаллов [001] сталей (II), (VI) является скольжение, которое и определяет 0П в данных кристаллах. При Т=:77 К, как уже было отмечено выше, наблюдается изменение типа дислокационной структуры от смешанного при Т=300 К к планарному при Т=77 К. Кроме того металлографическое исследование поверхности образцов показывает, что с понижением температуры испытания в кристаллах [001] сталей (II), (VI) происходит уменьшение числа действующих систем скольжения. Изменение типа дислокационной структуры и уменьшение числа действующих систем скольжения при понижении температуры испытания способствует увеличению пластичности в кристаллах [001] при Т=77 К по сравнению с Т>300 К за счет подавления процессов поперечного скольжения (рис. 4.17) [102, 105, 107, 108,257].

В кристаллах [1 11], ориентированных для множественного скольжения, пластическое течение при Т>300 К также, как и в кристаллах [001], начинается со стадии II (рис. 4.17). Коэффициент деформационного упрочнения ®п на стадии II линейного упрочнения оказывается таким же, как и в ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения (табл.4.4) [44, 45]. Переход к стадии III динамического возврата при Т=573 К (рис.4.17, кривая 1, а=400 МПа при £=20%) связан с развитием поперечного скольжения дислокаций, сопровождающийся понижением коэффициента деформационного упрочнения ©, в соответствии с теорией пластического течения для ГЦК- кристаллов [44, 45, 72]. При Т=300 К понижение 0 при а=740 МПа связано с развитием двойникования в одной системе (рис.4.17, кривая 2). Понижение температуры испытания от Т=300 К до Т=77 К приводит к развитию деформации в одну линейную стадию (рис.4.17, кривые 5, 6), при этом ©п на линейной стадии возрастает и ©n/G превышает ©n/G для чистых ГЦК-металлов и их сплавов замещения (табл.4.4). Рост ©п в кристаллах [111] при Т=77 К связан с развитием у-£-а'- МП

глава III).

В кристаллах [011], [123], ориентированных для одиночного скольжения, при Т=300-573 К на кривых течения наблюдаются три стадии пластического течения: стадия I - легкого скольжения, линейная стадия II - деформационного упрочнения и стадия III- динамического возврата (рис. 4.18 - 4.20). В кристаллах [011] сталей (II), (VI) протяженность стадии I при Т=573 К составляет 10% и она возрастает до 20% с понижением Т=193 К (рис.4.18, 4.19). Переход к стадии III динамического возврата происходит при о=280 МПа при Т=573 К и при сг=460 МПа при Т=300 К. При Т=193 К в кристаллах [011] перехода к стадии III динамического возврата не наблюдается, как при Т<300 К в чистых ГЦК- металлах и их сплавах замещения [44, 45]. В кристаллах [011] при Т=Т93 К при 8=48% имеет место увеличение © и пластичности, связанное с у-е-а'- МП (рис. 4.18, кривая 2).

В кристаллах [123] стали (II) при Т=300 К начало пластического течения характеризуется появлением зуба текучести, после которого деформация развивается скольжением в одной системе полосой Людерса-Чернова. При е>15% наблюдается увеличение ©, соответствующее ©ц на линейной стадии (рис. 4.20, кривая 4, табл. 4.2). При Т=193 К пластическое течение в кристаллах [123] стали (II) начинается со стадии II линейного упрочнения и перехода к стадии III не происходит, а наблюдается рост 0, связанный с у-8-а'- МП (рис.4.20, кривая 5). В кристаллах [123] стали (VI) при Т=300 К стадия легкого скольжения отсутствует и пластическое течение начинается сразу со стадии II линейного упрочнения, как и в кристаллах [123] стали (И) при Т=193 К (рис.4.20, кривые 3, 5). Переход к стадии III в кристаллах [123] стали (VI) при Т=300 К происходит при 8=40%. В интервале температур Т= 193-573 К стадийность кривых течения и ©п на линейной стадии в кристаллах [011], [123] определяются скольжением, как основным механизмом деформации. Это подтверждается исследованиями дислокационной структуры и прецессии оси кристаллов. В кристаллах [011], [123] при Т=300 К прецессия оси кристаллов происходит в полюс [101], который является направлением скольжения в первичной системе скольжения [101] (111) в ГЦК- кристаллах (рис. 4.18, б - 4.20, б). ©п/0 в температурном интервале Т=Т93-573 К не зависит от

Рисунок 4.18. Кривые течения "а-е" (а) и прецессия оси кристалла (б-г) при деформации растяжением монокристаллов [011] аустенитной нержавеющей стали 17%Сг-12%№-2%Мп-0.75%81 (VI) без азота: 1 - Т=300 К; 2 - 183 К; 3 - Т=77 К; б - прецессия оси кристалла при Т=300 К; в - прецессия оси кристалла при Т=77 К; г - сопоставление экспериментально заданной деформации 8ЭКС с определенной по прецессии оси кристалла

Рисунок 4.19. Кривые течения "ст-е" (а) и прецессия оси кристалла (б-г) при деформации растяжением монокристаллов [011] аустенитной нержавеющей стали Ре-18%Сг-12%М-2%Мо-0.015%С (II) без азота: 1 - Т=573 К; 2 -Т=300 К; 3-Т=123К ; 4 - Т-77 К; б-прецессия оси кристалла при Т=300 К; в - прецессия оси кристалла при Т=77 К; г-сопоставление экспериментально заданной деформации еэкс с определенной по прецессии оси кристалла 8рент

Рисунок 4.20. Кривые течения "ст-s" (а) и прецессия оси кристалла (б-г) при деформации растяжением монокристаллов [123] аустенитных нержавеющих сталей Fe-18%Cr-12%Ni-2%Мо-0.015%С (II) (кривые 2, 4, 5) и Fe-17%Cr-12%Ni-2%Mn-0.75%Si (VI) (кривые 1, 3) без азота: 1,2- Т=77 К; 3, 4 - Т=300 К; 5- Т=183 К; б- прецессия оси кристалла при Т=300 К стали (II); в - прецессия оси кристалла при Т=77 К стали (И); г- сопоставление экспериментально заданной деформации s3Kc с определенной по прецессии оси кристалла Брент Для кристаллов [ 123] стали (II) ориентации кристалла и оказывается равным ©n/G для ГЦК- чистых металлов и их сплавов замещения (табл.4.4) [44, 45].

При Т<123К в кристаллах [011], [123] пластическое течение на линейной стадии развивается с аномально высоким ©п для ГЦК-кристаллов и наблюдается пяти-шести кратное увеличение ©ц/G (табл.4.4). Увеличение @п с понижением температуры в кристаллах [011], [123] связано с развитием двойникования с начала пластического течения и y-s-a'- МП в кристаллах [011] стали (II) и скольжения и y-s-a'- МП в кристаллах [011] и [123] стали (VI). Это экспериментально доказано при исследовании дислокационной структуры

глава III) и прецессии оси кристалла. При Т=77 К в кристаллах [011] стали (VI) исследования прецессии оси кристалла показывают, что ось кристалла при е>3% движется в направлении [211], которое является направлением сдвига в первичной системе [211] (111), приводящее к образованию 8-мартенсита (рис. 4.19, в). Изучение прецессии кристаллов [123] стали (II) при Т=77 К при пластической деформации показывает, что ось кристалла вначале движется по большому кругу, проходящему через полюс [101] и ось кристалла ориентации [123] в направлении [101], которое является направлением скольжения в первичной системе скольжения [101] (111). При достижении осью кристалла симметрали [001]- [111] прецессия происходит в направлении [211], которое является направлением сдвига для у-£- МП в первичной системе [211] (111), приводящее к образованию е-мартенсита (рис.4.20, в).

В кристаллах [012] стали (II) стадийность кривых течения при Т=77-300 К соответствует стадийности кривых течения, наблюдаемой в ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения, поскольку определяется скольжением. Это подтверждается исследованиями дислокационной структуры и прецессии оси кристалла. Прецессия оси кристаллов [012] при Т=77-300 К происходит в полюс [101], который является направлением скольжения в первичной системе скольжения [101] (111) в ГЦК- кристаллах (рис. 4.21, б, в). При Т=300 К протяженность стадии I легкого скольжения равна 8%, после чего наблюдается увеличение © до ©п, обычно наблюдаемому в ГЦК- чистых металлах и их сплавах замещения (рис.4.21) [44, 45]. При а=550 МПа наблюдается переход к стадии динамического возврата. Понижение температуры приводит к увеличению протяженности стадии легкого скольжения в два раза, и при е>18% росту 0, который равен ©п (рис.4.21, кривая 2, табл. 4.4). При £>70% наблюдается увеличение © (©/0=4.9х10"3), связанное с у-£- МП в кристаллах [012] (

глава III), тогда как при деформации скольжением обычно в ГЦК- кристаллах чистых металлов и их сплавов замещения после стадии II наблюдается падение © и стадия динамического возврата. При Т=77 К в кристаллах [012] имеет место рост пластичности в 2 раза по сравнению с Т=300 К, который связан, во-первых, с изменением типа дислокационной структуры от ячеистой при Т=300 К к планарной при Т=77 К и, во-вторых, с развитием у-е-а'- МП при £>70%

глава III).

Итак, экспериментально показано, что в монокристаллах аустенитных

Рисунок 4.21. Кривые течения "ст-е" (а) и прецессия оси кристалла (б-г) при деформации растяжением монокристаллов [012] аустенитной нержавеющей стали Ре-18%Сг-12%№-2%Мо-0.015%С (II) без азота: 1 - Т=77 К; 2 - Т=300 К; б- прецессия оси кристалла при Т=300 К; в - прецессия оси кристалла при Т=77 К; г- сопоставление экспериментально заданной деформации 8ЭКС с определенной по прецессии оси кристалла 8рент нержавеющих сталей Ре-18%Сг-12%№-2%Мо-0.015%С (II), Ре-17%Сг-12%№-2%Мп-0.75%81 (VI) без азота с низкой у0 коэффициент деформационного упрочнения на линейной стадии @п зависит от ориентации кристалла и температуры испытания.

Представленные экспериментальные данные в разделах 4.4.1 и 4.4.2 по деформационному упрочнению в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей без атомов внедрения с разной у0 показывают, что пластическое течение монокристаллов стали с высокой уоЮ.065 Дж/м при Т=300-77 К и монокристаллов стали с низкой у0—0.025 Дж/м при Т=573-193 К происходит по закономерностям, ранее полученным при исследовании пластической деформации ГЦК- чистых металлов и их сплавов замещения. Во- первых, стадия легкого скольжения с понижением температуры увеличивается и, таким образом, переход к стадии II линейного упрочнения смещается в область больших деформаций. Вовторых, коэффициент деформационного упрочнения ®п/С=4хЮ" (0=80 ГПа при

Т=300 К - модуль сдвига для сталей данного класса [13]) на стадии II деформационного упрочнения не зависит от ориентации оси кристалла и температуры испытания (табл. 4.3, 4.4) [44, 45]. Следовательно, природа деформационного упрочнения на линейной стадии в монокристаллах сталей Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (I), Ре-18%Сг-12%№-2%Мо-0.015%С (II), Ре-17%Сг-12%№-2%Мп-0.75%81 (VI) при деформации скольжением будет определяться теми же законами, что и в чистых ГЦК- металлах и их сплавах замещения [44, 45].

Анализ литературных данных [44, 45, 72, 102, 105], полученных при исследовании деформационного упрочнения монокристаллов чистых ГЦК-металлов и их сплавов замещения, показывает, что деформационное упрочнение определяется наличием дислокационных барьеров Ломера-Коттрела вдоль <110> направлений первичной плоскости скольжения. Необходимым условием для образования барьеров Ломера-Коттрела является действие двух систем сдвига [44, 54, 102, 105]. С ростом пластической деформации постепенно достигается напряжение, достаточно высокое для образования значительного числа дислокаций Ломера-Коттрела, расположенных, по крайней мере, в двух из трех возможных направлений <110>. При этом дислокации Ломера-Коттрела будут ограничивать расстояния, проходимые скользящими дислокациями, во всех направлениях. И стадия линейного упрочнения II будет вполне развита, когда в первичной плоскости скольжения образуется значительное число дислокаций Ломера-Коттрела всех трех возможных типов.

Анализ экспериментальных данных по исследованию прецессии оси кристаллов [123], [011], [012] сталей (I), (II), (VI) с разной у0(рис. 4.14, 4.15, 4.18 -4.21) показывает, что для образования барьеров Ломера-Коттрела в аустенитных сталях с разной у0 достаточно небольших сдвигов во вторичной системе. Это утверждение подтверждается сопоставлением данных экспериментально заданной деформации £зад с рассчитанной по изменению прецессии оси кристалла в ходе деформации 8рент в предположении, что действует одиночное скольжение в первичной системе [101] (111) (рис. 4.14, г, 4.15, г, 4.18, г-4.21, г). Из рис. 4.14, г, 4.15, г, 4.19, г - 4.21, г видно, что все рассчитанные значения Ерент по прецессии оси кристалла лежат на прямой, наклоненной под углом 45° к осям координат, что свидетельствует о том, что при 8зад= 8ренх сдвиги во вторичной системе оказываются незначительными. Если бы сдвиги во вторичной системе были сопоставимы со сдвигами в первичной системе, то экспериментально наблюдалось бы сильное отклонение 8рент от прямой, наклоненной под углом 45° к осям координат, что имеет место при развитии у-е- МП

глава III) и при деформации двойникованием, которое развивается после деформации скольжением, что будет показано ниже.

Переход от стадии I к стадии II и увеличение протяженности стадии I в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей (I), (II), (VI) с разной у0 зависят от температуры (рис. 4.14, 4.15, 4.18-4.21). Это, согласно [45], связано с тем, что для создания существенного количества дислокаций во вторичной системе скольжения, скалывающее напряжение в этой системе должно быть, по крайней мере, равно критическому скалывающему напряжению в первичной системе. Поскольку критическое скалывающее напряжение растет с понижением температуры, то напряжение активации вторичной системы будет тем больше, чем ниже температура. Так как коэффициент упрочнения 0 на стадии I или не зависит от температуры, или даже может несколько уменьшаться с понижением температуры (рис. 4.14, 4.15, 4.18-4.21) [44, 45, 54, 102, 105], то протяженность легкого скольжения тем больше, чем ниже температура, что наблюдается экспериментально.

Деформационное упрочнение в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей (I), (II), (VI) без атомов азота с разной у0 обусловлено непрерывным образованием барьеров Ломера-Коттрела на стадии II линейного упрочнения. Это подтверждено в экспериментах по измерению длины линий скольжения при деформации в кристаллах [001], [111] стали (II) при Т=300 К. Эти ориентации для изучения линий скольжения были исследованы с учетом того, что пластическое течение в данных кристаллах начинается со стадии II, так как с самого начала реализуется сдвиг в нескольких системах. Это позволило изучать изменение длины линий скольжения с увеличением деформации с самого начала пластического течения. Поверхность кристаллов полировали после предварительной деформации е и измеряли длину линий скольжения в оптический микроскоп после некоторой дополнительной деформации s=l-1.5%. Данные по измерению линий скольжения L при деформации представлены в табл. 4.5. Из табл. 4.5 видно, что с увеличением деформации длина линий скольжения в кристаллах [001], [111] на стадии II уменьшается, что согласно Зегеру [45, 102, 105] вызывается непрерывным процессом формирования барьеров Ломера-Коттрела за счет небольших сдвигов во вторичных системах скольжения. Таким образом, наши экспериментальные данные по изменению линий скольжения с увеличением деформации в кристаллах [001], [111] аустенитных нержавеющих сталей без азота подтверждают справедливость теории Зегера о непрерывном формировании барьеров Ломера-Коттрела на стадии II, а не теории Фриделя. В теории Фриделя [45] предполагается, что проходимые дислокациями расстояния постоянны и на протяжении всей стадии II никаких барьеров не образуется.

Таблица 4.5.

Изменение длины линий скольжения дислокаций с деформацией при Т=300 К в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%С (II) с низкой у

Сплав Ориентация * 8 ,% 8,% L, см А • 10"4, см сталь II [001] 0 5 0.

0.0155 7.

15 0.

0.0044 6. ср.

111] 0 5 0.0155 7.

10 0.0083 8.

Си [45]

Экспериментальные значения Ь и е позволили определить длину пробега дислокаций в аустенитных сталях по соотношению Зегера, предложенному для определения коэффициента деформационного упрочнения на стадии II [44, 45]: —(4.4) здесь Ь - длина линии скольжения на поверхности образца; Л - длина пробега дислокации; е - деформация на стадии II, г*- деформация, соответствующая концу стадии легкого скольжения. Полученные значения длины пробега Л дислокаций на стадии II в монокристаллах [001], [1 11] сталей не зависят от ориентации кристалла и совпадают с Л для меди, полученной в [45], что свидетельствует о единой природе упрочнения чистых ГЦК- металлов и аустенитных нержавеющих сталей без атомов азота с разной уо.

С другой стороны, деформационное упрочнение на линейной стадии II ГЦК-кристаллов, как правило, рассматривают на основе двух вкладов - т8(б) и т0(е) - в полное напряжение [44, 45, 54, 102, 105]: т=т3(8)+т0(8). (4.5)

Первый член в (4.5) включает вклад процессов пересечения дислокаций, движущихся в первичной плоскости, с лесом дислокаций, второй - вклад упругого взаимодействия дислокаций. тс(е) - часть напряжения, которая зависит от температуры только через упругие константы (модуль сдвига в). Вследствие слабой температурной зависимости упругих констант тс(е) практически не зависит от температуры. В противоположность этому х5(е) обнаруживает довольно сильную температурную зависимость, так как при актах пересечения дислокаций обязательно происходит стягивание расщепленных дислокаций и необходимая для этого энергия частично обеспечивается тепловыми колебаниями. В данной работе исследования по определению вкладов т0(е) и т8(е) в деформационное упрочнение аустенитных сталей не проводились. На основе анализа экспериментальных данных по изменению прецессии оси кристалла в ходе пластической деформации (рис. 4.14, б- г, 4.15, б-г, 4.18, б- г- 4.21 б- г) и независимости активационного объема от деформации можно сделать вывод, что в аустенитных нержавеющих сталях без атомов внедрения с разной у0 Хз(е) не дает вклада в упрочнение и, следовательно, упрочнение будет определяться вкладом тс(е). Вывод об определяющей роли в упрочнение вклада т0(в) подтверждается еще и тем фактом, что на стадии II безразмерный коэффициент деформационного упрочнения ©П/С примерно одинаков для всех ГЦК- металлов [44, 45, 102, 105]. Если бы на стадии II линейного упрочнения процессы пересечения Тз(б) превалировали, то параметр ©и/С обнаруживал бы более или менее резкую температурную зависимость в разных материалах, вследствие того, что энергия дефекта упаковки влияет на акты пересечения. Этот вывод сделан на основе экспериментальных данных, полученных на ГЦК- металлах: А1, Си, и их сплавах, в которых величина у0 варьируется от 0.2 Дж/м2 для чистого № до 0.03 Дж/м2 в Ag. Оценка величины расщепления дислокаций (1 по соотношению с1 =- для исследованных ГЦКметаллов показывает, что с1 изменяется от величины равной 4Ь для А1 до 10Ь для Ag. При таком изменении <3 основным механизмом пластической деформации является скольжение и ©д/в оказывается одинаковым для всех металлов. Следовательно, изменение величины расщепления от 4Ь до 10Ъ не вносит существенного различия в механизм взаимодействия дислокаций при пересечении. В монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей (I), (II) в случае, когда с! изменяется от с1=11Ь в стали (I) до с1=27Ь в стали (II) значения ©цЛл также не зависят от ориентации кристалла и температуры испытания и оказываются равными ©ц/в для ГЦК- чистых металлов. При этом механизм деформации, который определяет ©ц/в в сталях (I), (II), (VI) является скольжение, и исследование прецессии оси кристаллов показывает, что вклад вторичных систем в упрочнение при пересечении оказывается небольшим. Поэтому можно предположить, что в монокристаллах аустенитных сталей без атомов внедрения упрочнение определяется вкладом тс(е). Увеличение величины расщепления с1>30Ь в сталях (I), (II) за счет твердорастворного упрочнения азотом, углеродом и понижения температуры испытания в стали (II), (VI) приводит к смене механизма деформации от скольжения к двойникованию и у-е-а'- МП. В этом случае величина ©п/в превышает ©ц/в, наблюдаемую при скольжении в кристаллах данных сталей и в ГЦК- металлах, исследованных ранее [44, 45]. Причины роста 0n/G при d>30b будут рассмотрены ниже.

4.4.3. Закономерности развития пластического течения в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Мо с высокой энергией дефекта упаковки, легированной азотом

Аустенитная нержавеющая сталь Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo (I) характеризуется высокой 70=0.065 Дж/м и оказывается стабильной за счет высокой концентрации никеля [13]. Легирование азотом до CN>0.3 мас.% повышает уровень напряжений т,ф, уменьшает у0 и, как показано выше при исследовании дислокационной структуры, приводит к развитию планарной дислокационной структуры, и к развитию деформации двойникованием. Ниже рассмотрим, как протекает пластическое течение и деформационное упрочнение монокристаллов [111], [001] аустенитной нержавеющей стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Мо (I) с высокой у0 при легировании азотом до Cn=0.3-0.7 мас.%.

В кристаллах [111] при легировании азотом до Cn=0.3 мас.%» кривые течения при Т=300 К и 573 К характеризуются развитием локализованного скольжения, и на "as"- кривых при этом наблюдается стадия с 0 близким к нулю при s<5%, по сравнению с этими же кристаллами без азота. При s>5% деформация развивается на линейной стадии II с высоким 0 (рис.4.22, 4.12, кривые1, 2). При легировании азотом монокристаллов стали (I) может формироваться ближний порядок (образование связей типа Cr-N) [13, 107, 108], который при скольжении дислокаций разрушается (происходит разрыв связей типа Cr-N), происходит разупрочнение действующей системы и локализация в ней сдвига, что сопровождается появлением стадии с нулевым 0 и развитием планарной дислокационной структуры. Исследования дислокационной структуры показывают, что с ростом деформации в кристаллах [111] при Т=300 К характер дислокационной структуры остается планарным до разрушения. Плоские скопления дислокаций наблюдаются в двух системах. Легирование азотом смещает появление стадии III динамического возврата к более высоким акрш (акршя600 МПа

Рисунок 4.22. Кривые течения "a-s" при деформации растяжением монокристаллов [111] аустенитной нержавеющей стали Fe-26%Cr-32%Ni-3%Mo (I) с См=0.3 мас.%: 1 - Т=573 К; 2 - Т=300 К; 3 - Т=77 К при Т=573 К и акр111« 1000 МПа при Т=300 К) по сравнению с этими же кристаллами без азота. С понижением температуры до 77 К пластическое течение кристаллов [111] начинается со стадии II и развивается с © большим, чем в кристаллах [111] без азота (рис.4.12, 4.22, кривая 3, табл. 4.3, 4.6). Исследования дислокационной картины показывают, что на протяжении всего процесса пластической деформации характер дислокационной структуры оказывается планарным. Обнаружены плоские скопления дислокаций. С ростом деформации плоские скопления дислокаций формируют низкоэнергетическую структуру из мультиполей, которые экранируют поля от плоских скоплений [102, 105, 260], и между мультиполями образуются тонкие двойники. Длина двойников ограничена расстоянием между мультиполями (рис.4.23). Следовательно, высокий © при Т=77 К в кристаллах [111] стали с CN=0.3 мас.% связан с субструктурным вкладом в упрочнение от мультиполей и от двойникования [18, 39, 105, 248, 260, 261].

С ростом концентрации азота до CN=0.7 мас.% пластическое течение в кристаллах [111] начинается со стадии II, протекает с высоким 0, в 2-2.5 раза превосходящим © в кристаллах [111] без азота, и стадия III динамического

Таблица 4.

Коэффициент деформационного упрочнения в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (I) с азотом при деформации растяжением ориентация Cn, мас.% ТцсП? К da/de, МПа (da/de)/G(T> ю

001] 0.

300 1300 16.

77 2666 31.

001] 0.7 573 4500 64.

300 4307 54.

Til] 0.3 573 2000 28.

300 2200 27.

77 4000 47.

Til] 0.7 573 5000 65.

300 5000 62. возврата не достигается (рис.4.24). Исследования дислокационной структуры обнаруживают в кристаллах [111] механическое двойникование, которое при Т-300 К в данных кристаллах реализуется при £=5-10 %, а при Т=77 К с начала пластического течения (табл. 4.1). Субструктурное упрочнение от двойникования при Т=300 К приводит к увеличению 0 относительно кривой при Т=:573 К и Cn~0.3 мас.%, где деформация реализуется только скольжением. Развитие двойникования в двух системах при Т=77 К сопровождается ростом 0 и уменьшением пластичности в кристаллах [111] до 3-5%.

В кристаллах [001] легирование азотом до С>г=0.3 мас.% при Т=573 К и при Т=300 К приводит к появлению небольшой стадии б<5% с низким 0 (рис.4.25, кривые 2, 3). При s<5% планарный тип структуры оказывается основной компонентой дислокационной структуры в кристаллах [001] при Т=300 К и 573 К.

Рисунок 4.26. Двойникование между мультиполями в монокристаллах [001] аустенитной нержавеющей стали Ре-26%Сг-32%№-3%Мо (I) с Сц^О.З мас.% при Т=77 К, є=28%; плоскость фольги (110)

Рисунок 4.28. Кривые течения "cj-s" при деформации растяжением монокристаллов [111] аустенитной нержавеющей стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%С (II) с Cn=0.3 мас.% ( кривые 3, 5, 7), с Cn=0.4 мас.% (кривые 1, 2, 4, 6): 1 - Т=573 К; 2, 3 - Т=300 К; 4 -Т=123 К, 5- Т=193 К, 6, 7-Т=77 К. Кривые 1, 2, 4, 6 - ось увеличение хкр за счет введения азота приводит к развитию пластического течения в 2 стадии. При Т=573К и 300 К при s<8% наблюдается стадия с 0, близким к 0, после которой пластическое течение развивается с © характерным для кристаллов, ориентированных для одиночного скольжения (табл.4.4, 4.7, рис.4.28, кривые 1, 2). С понижением Т<300 К на кривых течения наблюдается ярко выраженный зуб текучести, после которого наблюдается стадия легкого скольжения (s=25-30%). Эти особенности пластического течения кристаллов [111] с См=0.4 мас.% связаны с развитием неустойчивости сдвига и его локализацией по одной системе скольжения, несмотря на ориентацию кристаллов для множественного сдвига (рис.4.28, кривые 4, 6). Так, до появления зуба текучести сдвиг идет по нескольким системам (рис.4.29, а), тогда как при s>5% происходит локализация сдвига (рис.4.29, б). Исследования дислокационной структуры показывают, что при Т=77 К стадия легкого скольжения связана с развитием двойникования в первичной системе [211](111).

При CN=0.5 мас.% и Т=300 К с самого начала пластического течения в кристаллах [111] стали Fe-19%Cr-7.5%Ni-l%Mn (V) наблюдается стадия s=3-4% с нулевым ©, а в кристаллах [111] стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C (II) зуб текучести (рис.4.30, кривые 1, 3). С ростом деформации s>3% происходит рост 0, который превышает 0 данных кристаллов без азота (табл. 4.4, 4.7). Электронномикроскопически при Т=300 К в обеих сталях при 8>3% обнаруживаются дефекты упаковки и двойники. С понижением температуры Т=77 К в кристаллах [111] сталей (II), (V) пластическое течение начинается со стадии И. Принципиально отличной от рассмотренных кривых течения для кристаллов [111] оказывается кривая течения кристаллов [111] стали (II) при См=0.5мас.% и Т=77 К (рис. 4.30, кривая 6). Коэффициент упрочнения © значительно превышает максимальные значения 0, которые наблюдаются при множественном скольжении кристаллов всех ориентаций при CN=0% (табл.4.3 и 4.4).

Деформация этих кристаллов при Т=77 К происходит с динамическими эффектами на кривых течения и сопровождается звуковыми щелчками, которые отсутствуют в кристаллах других ориентаций при близком содержании азота. Резкое увеличение прочностных свойств при деформации в кристаллах [111] приводит, как и в других высокопрочных сплавах [39, 102, 105], к снижению пластичности. Опыты с переполировкой и травлением показали, что макродвойникования не наблюдается, электронномикроскопически наблюдаются тонкие микродвойники (рис.4.31).

Детальное исследование дислокационной структуры свидетельствует о том, что с увеличением концентрации атомов внедрения изменяется тонкая структура двойников - их толщина t и расстояние между ними г (табл. 4.8). Максимальная толщина двойников наблюдается в кристаллах [011] стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Мо-0.015%С без атомов азота при Т=77 К. После переполировки и травления двойники в кристаллах [011] стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C без азота наблюдаются металлографически на поверхности образцов. При CN=0.3 мас.% и при Т=77 К толщина двойников в кристаллах [011] и [123] стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Мо-0.015%С уменьшается в два раза, но они еще наблюдаются после переполировки и травления, тогда как при CN=0.5 мас.% двойники в кристаллах [111] становятся тонкими и наблюдаются только при электронномикроскопическом исследовании. Сопоставление 0П и структурных

Рисунок 4.31. Двойникование при деформации растяжением в монокристаллах [111] аустенитной нержавеющей стали Ре-18%Сг-12%№-2%Мо-0.015%С (II) с С^0.5 мас.% при Т-77 К: а - 8=5%, б - 8=10%, в - 8=20%, г - МД к (в); плоскость фольги (110)

Таблица 4.8.

Структурные параметры двойников в монокристаллах аустенитных сталей с низкой энергией дефекта упаковки сталь СК;С, мас.% Т,К 1;, нм г, нм

Ре-18%Сг- 0 77 56-120 230

12%№-2%Мо- 0.3 77 32-50 100

0.015%С 0.5 77 10-25 50параметров двойников показывает, что высокому 0П соответствуют тонкие двойники, что согласуется с данными [18, 233, 260-264].

В кристаллах [001] сталей (II), (V) независимо от содержания азота наблюдается развитие локализованного скольжения и на "ст-s"- кривых при этом наблюдается стадия с © близким к нулю при е<3%, после которой деформация развивается на линейной стадии II с высоким 0 (рис. 4.32, табл. 4.7). Сопоставление 0 в кристаллах [001] без азота и с азотом CN=0.3-0.4 мас.% показывает, что в кристаллах [001] в интервале ТМ93-673К при CN=0.3-0.4 мас.% легирование азотом приводит к увеличению протяженности стадии II линейного упрочнения, к уменьшению © на этой стадии и к увеличению пластичности ( рис.4.32, а, б кривые 2-5). Как показывают металлографические исследования поверхности образцов, деформация реализуется в двух системах скольжения в отличие от кристаллов без азота, где наблюдалось действие четырех систем скольжения. Электронномикроскопические исследования обнаруживают, что в кристаллах [001] при легировании азотом происходит изменение дислокационной структуры от ячеистой без азота к планарной с азотом. При CN=0.3-0.4 мас.%» характерной чертой дислокационной структуры при s<5-10% являются плоские скопления нерасщепленных дислокаций (рис.4.3, д). С увеличением деформации происходит увеличение плотности пересекающихся полос локализованного сдвига с разбиением кристалла на области с высокой плотностью дислокаций и относительно свободные от дислокаций, и дополнительно наблюдаются расщепленные дислокации и дефекты упаковки. В отличие от кристаллов без азота, вплоть до разрушения не происходит образования ячеистой структуры (рис.4.33, а, б). При содержании азота См=0.4 мас.%, Т=77 К и CN=0.5 мас.% вновь наблюдается рост © на линейной стадии по сравнению с CN=0.3-0.4 мас.% (рис.4.34, табл.4.7). Электронномикроскопически при CN=0.4 мас.%» и Т=77 К наблюдаются дефекты упаковки при 8=5-10%, а с ростом деформации и двойникование. При содержании азота CN=0.5 мас.% механическое двойникование в кристаллах [001] уже развивается при Т=300 К и 8=10% (рис.4.35).

Итак, при легировании азотом CN=0.5 мас.%» в кристаллах [111] и [001] пластическое течение протекает с высоким коэффициентом деформационного упрочнения ©, который связан с развитием двойникования в нескольких системах. Изменяя ориентацию кристалла можно управлять числом действующих систем скольжения или двойникования и, таким образом, выяснить как может измениться стадийность кривых течения и © при развитии скольжения или двойникования в одной системе в кристаллах сталей, легированных азотом до Ск=0.3-0.5 мас.%.

Далее на рис. 4.36-4.38 представлены "ст-е"- кривые течения, прецессия оси кристаллов и дислокационная структура монокристаллов [123] и [012] стали (II), ориентированных для одиночного скольжения, с содержанием азота См=0.3 мас.% при 1=77-300 К. При Т=300 К деформация развивается только скольжением. С начала пластического течения происходит зарождение и распространение по кристаллу полосы Людерса-Чернова из плоских скоплений дислокаций в одной системе с ©=0, далее следует линейная стадия с ©¡1/0=2.5-10" , который соответствует ©ц/в на второй стадии пластического течения ГЦК- металлов и их сплавов замещения [44, 45, 72] и кристаллов сталей (I), (II), (V) без азота (табл.4.3 и 4.4). Скольжение на стадии II линейного упрочнения развивается преимущественно в одной системе скольжения, что подтверждается исследованиями прецессии оси кристаллов (рис.4.36, б, 4.38, б). Ось кристалла с ростом деформации движется по большому кругу, соединяющему ось кристалла и направление [101], которое является направлением сдвига в первичной плоскости скольжения [101] (111). Электронномикроскопически показано, что на протяжении всего процесса пластической деформации характер дислокационной структуры оказывается планарным, обнаружены плоские скопления дислокаций, образование ячеистой структуры не наблюдается.

При Т=77 К начало пластического течения в кристаллах [123] и [012] стали (II) с Ск=0.3 мас.% связано также со скольжением. Из рис. 4.36, а и 4.38, а видно, что понижение температуры испытания до Т=77 К в кристаллах [123] и [012] при См=0.3 мас.%» приводит к появлению зуба текучести, к увеличению в 2 раза стадии с 0=0 по сравнению с Т=300 К. Усиление локализации деформации при понижении температуры испытания является характерным поведением для ГЦК- твердых растворов [54, 102, 105]. Затем следует стадия II линейного упрочнения, коэффициенты деформационного упрочнения близки к ©n/G при Т=300 К (табл.4.7). Отметим, что независимость ©n/G от температуры и ориентации оси кристалла типична для ГЦК- кристаллов и их сплавов замещения [44, 45, 72]. При е>50% в кристаллах [123] и при е>80% в кристаллах [012] на кривых течения наблюдается уменьшение ©, которое не связано с развитием стадии III динамического возврата, как это обычно наблюдается в низкопрочных ГЦК-кристаллах и их сплавах замещения. Исследование прецессии оси кристалла в кристаллах [123] при Т=77 К показывает, что при s=50% ось кристалла достигает симметрали [001]- [111] после чего с увеличением деформации ось кристалла меняет свое направление и движется в полюс [211], который является направлением сдвига в первичной системе двойникования [211] (111) (рис.4.36, б, кривая 2). Развитие деформационного двойникования после перегиба в кристаллах [123] и [012] подтверждается опытами с переполировкой и травлением, а также электронномикроскопическими исследованиями (рис.4.37 и 4.38). Механическое двойникование развивается в начале в одной системе, а затем в двух. Развитию двойникования в двух системах на "g-s"- кривых соответствует рост 0: в кристаллах [123] при е>70%, а в кристаллах [012] при s>110%. Последовательное включение в деформацию механизмов деформации: скольжение в одной системе, скольжение в двух системах, развитие двойникования в одной системе, а затем в двух системах приводит к увеличению пластичности в кристаллах [123] до 8=110%, а в кристаллах [012] до 8=160%. Следовательно, развитие двойникования в кристаллах [123] и [012], как и в кристаллах [111], ориентированных для множественного сдвига, приводит к увеличению пластичности за счет подавления процессов поперечного скольжения и образования шейки [18, 102, 105, 257, 259].

Аналогичная картина развития пластического течения при CN=0.3 мас.% наблюдается в кристаллах [011] стали (И). При Т=300 К в кристаллах [011] пластическое течение связано со скольжением, а при Т=77 К наблюдается переход к механическому двойникованию в момент, когда ось кристалла в ходе пластической деформации достигает симметрали [001]- [111]. и электронномикроскопическими исследованиями. Понижение температуры испытания до Т=77 К в кристаллах [123] и [011] приводит к развитию механического двойникования с самого начала пластического течения. Исследования прецессии оси кристалла показывают, что ось кристалла с самого начала деформации движется в направлении [211], которое является направлением сдвига в первичной системе двойникования [211] (111) (рис.4.39, б и 4.40, б, кривая 2). Электронномикроскопически показано, что при деформации 8<10% механическое двойникование развивается в одной системе, а при s>10% в двух системах.

Итак, экспериментально установлено, что в монокристаллах [123], [012], [011], ориентированных для одиночного сдвига, при легировании азотом до Cn=0.3 мас.% и при Т=77 К переход от скольжения к двойникованию происходит, как и в низкопрочных ГЦК-металлах [44, 45], после значительной деформации скольжением. Развитие двойникования подавляет процессы поперечного скольжения, образования шейки и приводит к увеличению пластичности данных кристаллов в два раза по сравнению с этими же кристаллами при развитии деформации только скольжением при Т=300 К. Увеличение уровня напряжений и понижение у0 при легировании азотом до CN=0.5 мас.% приводит к развитию двойникования после предшествующего скольжения в кристаллах [123], [012] при Т=300 К, а при Т=77 К в кристаллах [123] двойникование развивается с начала пластического течения. В кристаллах [111], ориентированных для множественного сдвига, двойникование при CN=0.3 мас.% развивается после деформации скольжением s=13% при Т=300 К. Понижение температуры испытания до Т=77 К приводит к развитию двойникования в кристаллах [111] после меньшей деформации скольжением s=8%. Увеличение уровня напряжений и понижение у0 при легировании азотом до CN=0.5 мас.% приводит к развитию двойникования в кристаллах [111] с начала пластического течения в двух системах. В кристаллах [111] пластическая деформация при развитии двойникования в двух системах происходит с высоким коэффициентом деформационного упрочнения 0 и сопровождается сохранением высокой пластичности до 20%.

Таким образом, в кристаллах [123], [012], [011] и [111] переход от скольжения к двойникованию происходит в результате дислокационного упрочнения при С>г=0.3 мас.% и при Т=77 К, как в низкопрочных ГЦК- металлах [44, 45], тогда как при Ск=0.5 мас.% и при Т=77 К не дислокационным путем, а за счет твердорастворного упрочнения азотом, как в высокопрочных монокристаллах гетерофазных сплавов на основе меди [39, 41].

4.4.5. Закономерности пластического течения в монокристаллах стали Гадфильда при деформации растяжением при Т=300 К

Особенность твердорастворного упрочнения поли- и монокристаллов стали Гадфильда заключается в том, что при близких значениях величины энергии дефекта упаковки 70=0.025 Дж/м2 и уровне критических скалывающих напряжений -^=0/800=1.25-10'3 в при Т=300 К к аустенитным сталям с азотом, в монокристаллах стали Гадфильда плоских скоплений нет и дислокации однородно распределены по кристаллу, а с увеличением деформации формируется ячеистая структура, тогда как в монокристаллах сталей с азотом плоские скопления из 50-70 дислокаций, мультиполи являются основной составляющей дислокационной структуры (разделы 4.1-4.3). Различие в типе дислокационной структуры, как было показано выше, планарной в нержавеющих сталях с азотом и однородного распределения дислокаций и ячеистой в стали Гадфильда связано с различной диффузионной подвижностью атомов внедрения - азота и углерода при Т=300 К [59, 60, 81, 255]. При Т=300 К дислокации могут разрушать ближний порядок в расположении атомов в парах Мп-С в стали Гадфильда и Сг-К в нержавеющих сталях. В стали Гадфильда ближний порядок может легко восстанавливаться уже в процессе деформации [51] и, таким образом, отсутствует разупрочнение действующих систем скольжения из-за разрушения ближнего порядка и плоских скоплений дислокаций не образуется, в отличие от сталей с азотом, где ближний порядок не восстанавливается при деформации. В разделах 4.4.3, 4.4.4. представлены экспериментальные данные исследования стадийности кривых течения и коэффициента деформационного упрочнения 0 в монокристаллах аустенитных сталей с азотом при развитии планарной дислокационной структуры и двойникования в зависимости от числа действующих систем сдвига. В данном разделе представлены исследования стадийности кривых течения и © монокристаллов стали Гадфильда при Т=300 К в условиях высокой подвижности атомов углерода, когда формируется ячеистая структура и развивается двойникование.

На рис.4.41 представлены "о-б" кривые для монокристаллов [111] стали Гадфильда. Видно, что стадийность кривой течения кристаллов [111] зависит от отклонения оси кристалла от полюса [111]. При небольшом отклонении ~3° на кривой течения обнаружен зуб текучести, короткая стадия с малым © и линейная стадия (рис.4.41, а, кривая 1). Отклонение от точной ориентации на 5-8° приводит к увеличению протяженности стадии с 0, близким к нулю, и преимущественному развитию сдвига в одной системе, о чем свидетельствует исследование прецессии оси кристалла. Прецессия оси кристалла происходит в полюс [211], который является направлением сдвига в первичной системе двойникования [211] (111) (рис.4.41, б). Обычно на кривых течения в кристаллах [111] можно выделить две стадии: первая стадия наблюдается при s< 1.5-2% и характеризуется высокими значениями 0, тогда как вторая стадия при s>2% вплоть до разрушения оказывается близкой к линейной (рис.4.41, а, кривая 3). Для выяснения природы стадий I, II проведено металлографическое и электронномикроскопическое исследование картины скольжения, дислокационной структуры и механизма деформации, исследование прецессии оси кристаллов при деформации. На стадии I при s< 1.5-2% с высокими значениями ©=G/30 следов деформации металлографически не наблюдается. Электронномикроскопически при s<1.5-2% обнаружена высокая плотность дислокаций скольжения, тонких деформационных двойников в двух системах двойникования, дефектов упаковки.

Переход к линейной стадии II в стали Гадфильда связан, как показывают электронномикроскопические и металлографические исследования, с деформацией двойникованием. Двойники в одной системе становятся более широкими и легко наблюдаются металлографически. Внутри двойники содержат дислокации

Рисунок 4.41. Кривые течения "ст-б" (а) и прецессия оси кристалла (б) при деформации растяжением монокристаллов [111] стали Гадфильда при Т=300 К; в - сопоставление заданной величины деформации 8зад с экспериментально определенной по прецессии оси кристалла еРенТ; 1- точная ориентация; 2 - отклонение на 3° от полюса [111]; 3 -отклонение на 5-8° от полюса [111] рис. 1.24, а) Пересечение таких дефектных двойников вторичной системой оказывается затрудненным. Электронномикроскопически и металлографически вторичные двойники часто тормозятся первичными. Двойники во вторичной системе имеют значительно меньшую толщину, чем первичные d^ep/daTop=7—3 0. С увеличением степени деформации плотность двойников обеих систем возрастает, увеличивается число пересечений.

В кристаллах [144], [133] и [011] на кривых течения можно выделить три стадии пластического течения, отличающихся друг от друга величиной коэффициента деформационного упрочнения ©=da/de (рис.4.42, табл. 4.9). Нулевая стадия с высокими значениями ©=G/20-G/10 ( G- модуль сдвига, G=78000 МПа [13]) наблюдается на ранних стадиях пластического течения при s<l-2%. При увеличении 8 на кривых течения наблюдается зуб текучести и деформация на первой стадии происходит с ©=0, протяженность этой стадии 8-15% и увеличивается с отклонением исходной ориентации оси кристалла от полюса [111] (рис.4.42, а, кривые 1-4). Наконец, при £>8-15% на второй стадии линейного упрочнения наблюдается близкая к линейной зависимость o(s) с ©=G/55-G/40, который изменяется с изменением ориентации кристалла от [011] и [133] (табл. 4.9). Металлографические, электронномикроскопические исследования картины скольжения и дефектной структуры деформированных кристаллов [011] и [144], рентгеновские исследования прецессии оси кристалла в зависимости от степени деформации показали, что деформация двойникованием развивается с самых ранних стадий деформации и множественность двойникового сдвига определяет стадийность кривых течения. Нулевая стадия связана с развитием деформации тонкими двойниками в нескольких системах двойникования (рис.4.43), взаимодействие которых друг с другом приводит к высоким 0. Зуб текучести и стадия I обусловлены зарождением и распространением по кристаллу полосы Людерса из двойников деформации в одной первичной системе двойникования [211] (111), а переход к стадии II с линейной зависимостью ст(е) связан с развитием множественного двойникования. Исследование прецессии оси кристаллов [011], [144], [133] показало, что с самого начала пластического течения ось кристалла

Рисунок 4.42. Кривые течения "ст-в" (а) и прецессия оси кристалла (б) при деформации растяжением монокристаллов [011], [144] и [133] стали Гадфильда при Т=300 К; в -сопоставление заданной величины деформации езад с экспериментально определенной по прецессии оси кристалла ерент: 1,3-[011];2-[144]; 4 - [133] двойникования (111), соответственно, при деформации s;Я0, Хо ~ значения углов, измеренные до деформации. Эти данные исследования прецессии оси кристалла свидетельствуют о том, что деформация двойникованием является основным механизмом деформации кристаллов [011], [144], [133] на стадии I развития двойникования полосой Людерса-Чернова. Вклад в деформацию вторичных систем двойникования на линейной стадии упрочнения II оказывается значительным и составляет 30-50% (рис.4.42, в). Следовательно, высокие значения © связаны с взаимодействием систем двойникования друг с другом и © при взаимодействии двойников друг с другом становиться близким к ©, который наблюдается в кристаллах аустенитных сталей при y-s-a'- МП

глава III).

На рис. 4.44, а представлены "a-е"- кривые для кристаллов [012], [123], [113], ориентированных для одиночного скольжения. Пластическое течение в кристаллах данных ориентаций развивается в две стадии: небольшая стадия I легкого скольжения при е<3-5% с @i/G=1.2-10"4 и линейная стадия II, которая развивается при s>3-5%. Стадия линейного упрочнения II делится на две подстадии, связанные с различными механизмами деформации и различающиеся между собой по ©ц. На первой подстадии стадии II s< 15-25% в кристаллах [012], [123], [1 13]-деформация осуществляется скольжением с @п, близким к 0n/G=(2

3)-10"3 на II стадии деформации чистых ГЦК- металлов и их сплавов замещения [44, 45, 72, 102, 105]. Металлографически линии скольжения при Т=300 К не наблюдаются. При s>3-5% распределение дислокаций однородное, а при s<25-30% появляется ячеистая структура. Плоские скопления из 4-5 дислокаций и линии скольжения удается обнаружить только при s<3% . Исследование прецессии оси кристалла показывает, что на этой стадии в кристаллах [123], [012] при Т=300 К поворот оси кристалла происходит по большому кругу, проходящему через начальную ориентацию кристалла и полюс [101], который является направлением сдвига для первичной системы скольжения а/2 [101] (111) (рис. 4.44, б). Сопоставление экспериментальных значений деформации 8ЭКС с рассчитанными значениями 8рентг в предположении действия одной первичной системы скольжения

Рисунок 4,44. Кривые течения "ст-е" (а) и прецессия оси кристалла (б) при деформации растяжением монокристаллов [012] (кривая 1), [123] (кривые 2 3), [113] (кривая 4) стали Гадфильда при Т=300 К; в - сопоставление заданной величины деформации 8зад с экспериментально определенной по прецессии оси кристалла 8реНт показывает, что сдвиг в основном развивается в одной системе скольжения (рис. 4.44, в ). При £>25-30% © возрастает. Ось кристаллов [123] при этом начинает перемещаться в направлении полюса [211] двойникования в первичной системе (рис.4.44, б), а опыты с переполировкой и травлением и электронномикроскопические исследования показывают действие нескольких систем тонких двойников при преимущественном развитии первичной системы. Необходимо отметить, что в кристаллах [123] переход к двойникованию при £>25% происходит до достижения осью кристалла симметрали [001]—[ 111]. В кристаллах [113] при скольжении наблюдается перескок (overshooting) осью кристалла симметрали, а затем при £>10% переход к двойникованию.

В главе I было показано, что при деформации двойникованием в монокристаллах [111] стали Гадфильда при Т=300 К наблюдается положительная скоростная чувствительность, тогда как при скольжении в кристаллах [001] - она отрицательная при Т=300 К. Поэтому изменение знака скоростной чувствительности от отрицательной к положительной в ходе пластической деформации может также служить косвенным доказательством смены механизма деформации от скольжения к двойникованию. В кристаллах [123] стали Гадфильда при Т=300 К была исследована скоростная чувствительность от степени деформации и, действительно, было установлено, что при £>15%, когда ось кристалла в ходе пластической деформации начинает перемещаться в направлении полюса двойникования [211] в первичной системе [211] (111), скоростная чувствительность в этот момент изменяет свой знак от отрицательной при скольжении к положительной при двойниковании (рис.4.45). В кристаллах [012] переход к деформации двойникованием не происходит и рост 0 при £>25 связан с развитием скольжения в двух системах.

Наконец, в кристаллах [001] при небольшом отклонении ~2° от полюса [001] деформация развивается в одну линейную стадию при £>3-5% (рис. 4.46, а, кривые 2, 3). При отклонении от точной ориентации на ~6-8° наблюдается прецессия оси кристалла в полюс [101] и перескок оси кристалла через симметраль (рис. 4.46, кривая 1). При этом значения 0 на линейной стадии изменяются незначительно.

Металлографические исследования показали, что на поверхности кристаллов при е<5% следов скольжения обнаружить не удается, при е>5% наблюдаются полосы деформации, плотность которых возрастает с ростом е. Опыты с переполировкой и травлением показали, что эти полосы являются двойниками (рис.2.6, а). Электронномикроскопические исследования обнаружили высокую плотность двойников деформации по типу ДУ внедрения, которые обычно не наблюдались ранее при деформации растяжением ГЦК- кристаллов вблизи [001] ориентации [43, 125, 129, 130].

Полученные экспериментальные данные по развитию механического двойникования в ходе пластической деформации в монокристаллах аустенитных нержавеющих сталей и стали Гадфильда позволяют определить критические скалывающие напряжения Ткр в зависимости от концентрации атомов внедрения -азота, углерода, величины пластической деформации до начала двойникования, ориентации оси кристалла и температуры испытания. Систематизированные данные представлены в таблице 4.10, из которой видно, что ткр для двойникования зависят от ориентации оси кристалла, концентрации атомов внедрения и температуры испытания. Так, в монокристаллах аустенитной нержавеющей стали Fe-18%Cr-12%Ni-2%Mo-0.015%C (II) с увеличением концентрации атомов азота при Т^ЗОО К величина деформации скольжением, предшествующей механическому двойникованию, уменьшается и х^Г для двойникования с ростом концентрации азота также уменьшаются (табл.4.10). Такая же зависимость ткрдв для двойникования ранее была получена при легировании серебра цинком. С увеличением концентрации Zn в Ag т,фДВ для двойникования уменьшались [129, 130]. При одной концентрации азота, например, CN=0.5 мас.% в стали (II) и стали Гадфильда ткрдв [ 111] <ткрдв[011] < [123], что хорошо согласуется с установленной ранее ориентационной зависимостью ткрдв для монокристаллов серебра, где критические скалывающие напряжения для двойникования увеличиваются при движении от полюса [111] к полюсу [001] (табл.4.10) [125, 130]. Понижение температуры испытания при одинаковых концентрациях атомов азота в монокристаллах стали (II) приводит к развитию двойникования в кристаллах [111],

123], [011] при меньших деформациях и к появлению двойникования в кристаллах [012] и [001], в которых при Т=300 К двойникование не развивается. Как уже было отмечено в главе II настоящей работы, ткрдв для развития двойникования с начала пластического течения в монокристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения с понижением Т испытания увеличиваются в 2-2.5 раза при Т=77 К по сравнению с Т=300 К из-за термоактивируемого взаимодействия полных дислокаций с атомами внедрения, тогда как в монокристаллах серебра с понижением температуры испытания они уменьшаются (табл. 4.10) [125, 129, 130]. Рост т,фДВ для развития двойникования также имеет место в монокристаллах аустенитных сталей после предшествующего скольжения с понижением температуры испытания (табл.4.10) в отличие от монокристаллов серебра. В монокристаллах серебра т^ для скольжения, которое предшествует двойникованию, слабо растут с понижением температуры испытания, тогда как в монокристаллах сталей твердорастворное упрочнение от атомов внедрения приводит к сильной температурной зависимости ТкрСК

глава I). Поэтому сочетание сильного твердорастворного от атомов внедрения и деформационного при скольжении упрочнений при Т=77 К в монокристаллах аустенитных сталей приводит к росту ткрдв для двойникования относительно Т=300 К.

ТкрДВ для двойникования после предшествующего скольжения можно оценить по соотношению [124, 165]: + + . (4.7)

Здесь Ш1 - фактор Шмида для ведущей дислокации, п=4 - величина концентратора напряжений для зарождения двойников [53, 128, 176], у0 - величина энергии ДУ ( для оценки т,фДВ величина у0 бралась равной 0.025 Дж/м2), С> - ориентационный фактор, тР(Ь ]) - напряжения трения, которые испытывает частичная дислокация при своем движении в матрице, не упрочненной атомами внедрения

глава I), т^Ь^ - напряжения сопротивления ведущей дислокации при твердорастворном упрочнении от атомов внедрения

глава I, рис. 1.12), в=80 ГПа [13] - модуль сдвига для сталей данного класса, р - плотность дислокаций, достигаемая при деформации растяжением, которая оценена как р =- [105, 227), Л - длина

A b т пробега краевых дислокаций, определенная в работе экспериментально, для оценки р от степени деформации s бралась равной 9-10"4 см (табл. 4.5). Оценка ткрдв для двойникования после предшествующего скольжения по соотношению (4.7) приведена в таблице 4.11. Из таблицы 4.11 видно, что значения хкрдв, оцененные по соотношению (4.7) хорошо согласуются с экспериментальными значениями ТкрДВ при п=4. В [53], где была предложена модель «скользящего источника» для развития двойникования в низкопрочных ГЦК- кристаллах после деформации скольжением, также были оценены V®. И оказалось, что оцененные значения ткрдв для кристаллов [1 11], наиболее благоприятных для двойникования, согласуются с экспериментально полученными значениями ткрдв при п=5.5, а в [123] при п=10. В монокристаллах аустенитных сталей с атомами внедрения, теоретически оцененные значения ТкрДВ по соотношению (4.7) [53] хорошо согласуются с экспериментальными значениями при п=4 в кристаллах всех ориентаций. С ростом концентрации атомов внедрения при CNC^0.5 мас.%, когда двойникование развивается вблизи предела текучести, теоретически оцененные значения ХкрДВ по соотношению (4.7) согласуются с экспериментальными значениями при п=1-2 (табл.2.4). Следовательно, твердорастворное упрочнение играет более важную роль по сравнению с дислокационным упрочнением в достижении уровня напряжений для двойникования. Ориентационная зависимость ТкрДВ после предшествующего скольжения, которая имеет место в кристаллах аустенитных сталей, может описываться двумя членами в соотношении (4.7): первым по аналогии с ориентационной зависимостью ТкрДВ на пределе текучести (соотн.(2.9)) и четвертым из-за различной величины деформации скольжением до начала двойникования, как в низкопрочных ГЦК-металлах [53,125, 129, 130].