Scientific journal

Modern problems of science and education

ISSN 2070-7428

"Перечень" ВАК

ИФ РИНЦ = 1,006

Введение

Разработанная в конце XIX века Робертом Гадфильдом сталь Fe-(12-14)Mn-(1,0-1,4) C (мас. %) нашла широкое применение в угольной, нефтяной, газовой, горной промышленности, а также в тяжелом машиностроении. При относительно невысокой твердости сталь Гадфильда обладает аномально высокой износоустойчивостью при трении с давлением и ударами, высокой вязкостью и пластичностью, склонностью к упрочнению при деформации [3,6,7]. В связи с этим выявление механизмов деформации и закономерностей деформационного упрочнения марганцовистых аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения представляет большой теоретический и практический интерес для материаловедения.

Разделить и оценить эффективность вклада в упрочнение от различных механизмов деформации в поликристалле сложно, поскольку при деформировании поликристаллического объекта они действуют совместно. Проведение исследований с использованием монокристаллов сталей позволяет рассмотреть процессы упрочнения в пределах одного зерна и выявить ориентационную зависимость механических свойств и механизмов деформации – скольжения и двойникования.

Цель данной работы – провести исследование ориентационной зависимости стадийности пластического течения, механизма деформации и эволюции следов сдвига на поверхности монокристаллов аустенитной стали Гадфильда Fe-13Mn-1,3C (мас. %) при сжатии (комнатная температура).

Материалы и методы исследования

Монокристаллы стали Fe-13Mn-1,3C (мас. %) выращивали методом Бриджмена. Все кристаллы гомогенизировали при Т=1100 °С в течение 17 часов. Однофазное состояние получали после отжига при Т=1100 °C в течение 1 часа с последующей закалкой в воду.

Образцы для механических испытаний вырезали, используя электроискровую резку, в форме параллелепипедов с размерами 3*3*6 мм3. После резки монокристаллы имели отклонение не более 5° от точной ориентации осей <001>, <111>, <113>, <123>, <144>, <012>. Поврежденный при резке поверхностный слой образцов удаляли химическим травлением в растворе «царской водки»: 1 часть H2O + 2 части HNO3 + 3 части HCl. После травления и механической шлифовки образцы электролитически полировали при напряжении U=15-25В в растворе 25 мл Cr2O3 + 210 мл H3PO4 при комнатной температуре.

Механические свойства при комнатной температуре изучали методом одноосного сжатия на установке INSTRON 3369. Деформацию образцов проводили со скоростью =1,2*10-3 сек-1. Металлографические наблюдения поверхности деформированных образцов проводили на оптическом микроскопе Olympus GX-71. Для обнаружения двойников деформации использовали опыты с переполировкой и травлением поверхности деформированных до нужной степени образцов в растворе 99 мл С2 H5OH + 1 мл HCl.

Дислокационную структуру исследовали на электронном микроскопе philips CM30 при ускоряющем напряжении 300 кВ. Фольги для электронно-микроскопических исследований готовили из образцов, сжатых до нужной степени пластической деформации e=(h0-h)/h0 (где h0 и h – высота образца до и после сжатия, соответственно). Образцы утоняли сначала механической шлифовкой до 0,2 мм, а затем струйной полировкой в растворе 400 мл ледяной уксусной кислоты + 80гр H2Clo4. Для выявления двойников использовали стандартную методику темнопольного анализа электронно-микроскопических картин [8].

Результаты исследования и их обсуждение

В монокристаллах стали Гадфильда, ориентированных для сжатия вдоль кристаллографических направлений <111>, <113>, <123>, <144>, <012>, <001>, установлена ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений τкр= mσ0,2 (где m – фактор Шмида [1], σ0,2 – осевые напряжения при ε=0,2%) (таб. 1). То есть, для монокристаллов аустенитной стали Гадфильда не выполняется закон Боаса – Шмида [1,3]. В «мягких» <001>-монокристаллах τкр имеют более низкие значения по сравнению с «жесткими» <111>-монокристаллами (таб. 1). Ориентационная зависимость предела текучести при сжатии монокристаллов стали Гадфильда имеет ту же природу, что и при растяжении [2]: в «мягких» ориентациях деформация реализуется движением расщепленных дислокаций, а в «жестких» кристаллах – движением полных a/2<110> дислокаций скольжения. Расщепление дислокаций вызывает понижение τкр, и <001>-монокристаллы стали Гадфильда по этой причине имеют меньшие значения τкр по сравнению с τкр в монокристаллах, ориентированных для сжатия вдоль направления <111>.

Таблица 1. Зависимость факторов Шмида и критических скалывающих напряжений от ориентации оси сжатия в монокристаллах стали Гадфильда

Кривые течения для <144>-, <113>-, <123>-, <001>-, <012>-монокристаллов представлены на рисунке 1. Деформация в них проходит квазиоднородно по всему объему образца, без образования макроскопических локализованных полос сдвига (рис. 2 а, б, в). Металлографические и электронно-микроскопические исследования структуры показали, что в этих ориентациях смена механизма деформации от скольжения к двойникованию происходит на стадии близкой к пределу текучести ε~0,5% (рис. 2 г, д, е). Несмотря на тот факт, что двойникование в этих кристаллах выступает как основной механизм деформации, электронно-микроскопически наблюдаются дислокации скольжения. Это подтверждает тот факт, что в сталях аустенитного класса с низкой энергией дефекта упаковки и высокой концентрацией атомов внедрения механизм зарождения двойников деформации связан с расщеплением полных дислокаций скольжения. Из анализа кривых «напряжение-деформация» и соответствующих им механизмов деформации следует, что стадийность пластического течения и скорость деформационного упрочнения монокристаллов <144>, <113>, <123>, <001>, <012> зависит от числа действующих систем сдвига. Развитие двойникования преимущественно в одной системе вызывает меньшее упрочнение θ=G/160÷G/180, чем в случае сдвига по нескольким системам двойникования θ=G/50÷G/80.

Рисунок 1. Кривые «напряжение-деформация» для <144>-, <113>-, <123>-, <001>- и <012>-монокристаллов стали Гадфильда при одноосном сжатии.

При сжатии <111>-монокристаллов стали Гадфильда на первой стадии деформации (ε<15 %) пластическое течение проходит с низким коэффициентом деформационного упрочнения, сопровождается срывами нагрузки и образованием макроскопических полос локализованной деформации (ПЛД) (рис. 3). ПЛД делят весь объем кристалла на деформированные и недеформированные области, пластическая деформация сосредоточена в полосах. Плоскости габитуса таких полос не совпадают с кристаллографическими плоскостями {111} – скольжения и двойникования в ГЦК-решетке (рис. 4 а). Опыты с переполировкой и травлением поверхности образца подтвердили тот факт, что полосы деформации не имеют чёткой кристаллографической ориентации и, следовательно, являются макроскопическими полосами локализованной деформации (рис. 4 б). Рентгенографические исследования и двухследовой анализ показывают, что границы ПЛД отклонены от плоскостей типа {111} на угол до 12º. Внутри ПЛД наблюдается однородное распределение дислокаций скольжения и механическое двойникование (рис. 4 в-е).

Рисунок 2. Металлографические картины поверхности (а-в), светлопольные ПЭМ – изображения структуры и соответствующие им микродифракционные картины (г, д), поверхность после переполировки и травления (е) монокристаллов стали Fe-13Mn-1,3C после сжатия: а-в – показаны две взаимно перпендикулярные грани монокристаллов, а, г – , ориентация <113>; б, д – , ориентация <144>; в, е – , ориентация <001>. На микродифракционных картинах двойниковые рефлексы выделены кружками

Рисунок 3. Кривая течения и изображения поверхности <111>-монокристалла стали Гадфильда при одноосном сжатии. На металлографических изображениях показаны четыре боковые взаимно перпендикулярные грани кристаллов после сжатия

При ε>15 % пластическое течение <111>-монокристаллов стали Гадфильда становится устойчивым, по сравнению со стадией образования полос сдвига, и происходит во всем объеме материала скольжением и двойникованием. Кривая «напряжение-деформация» при этом не имеет срывов нагрузки и характеризуется большим коэффициентом деформационного упрочнения θ=G/50÷G/80 по сравнению со стадией образования ПЛД θ=0÷G/160 (рис. 3).

Рисунок 4. а – Граница полосы и линии скольжения (растровая микроскопия),
б – изображение макрополос деформации после переполировки и травления поверхности монокристалла, в-е – электронно-микроскопические изображения дислокационной структуры <111>-монокристаллов: в – дислокации скольжения в структуре, г, д – светлопольное и темнопольное изображения двойников, е – микродифракционная картина к (г, д). Для всех рисунков степень деформации ε~5%

При сжатии <111>-кристаллов шесть систем скольжения имеют равные факторы Шмида. Взаимодействие дислокаций в первичной и сопряженной системах скольжения приводит к образованию дислокаций Ломера – Коттрелла [3]. Образование стенок таких дислокаций вдоль линии пересечения первичной и сопряженной систем скольжения приводит к формированию границы локализованной области [4,5]. Следовательно, для образования гладкой и непрерывной границы локализованной полосы деформации необходимо движение дислокаций в каждой плоскости скольжения. Это находится в соответствии с особенностями распределения дислокаций в стали Гадфильда, где восстановление ближнего порядка в расположении атомов углерода и марганца препятствует образованию мощных плоских скоплений дислокаций, так что дислокации скольжения равномерно распределены по кристаллу.

Модель образования макрополос локализованной деформации, предложенная Y. W. Chang и R. J. Asaro [4,5], разработана для описания поведения сплавов на основе алюминия Al-3мас. %Cu. Процессам локализации пластического течения и образованию макроскопических ПЛД в таких низкопрочных сплавах всегда предшествует значительная степень пластической деформации скольжением и переход к множественному сдвигу. Общими для образования ПЛД в вышеназванных материалах и <111>- монокристаллах стали Гадфильда является необходимость множественного скольжения для формирования полос. Но в высокопрочных монокристаллах исследуемой аустенитной стали ПЛД образуются с ранних степеней деформации, чему может способствовать достижение высокопрочного структурного состояния как за счет легирования углеродом (твердорастворного упрочнения),  так и за счет «быстрого» субструктурного упрочнения (накопления высокой плотности дислокаций скольжения ~1010 см-2 на ранних стадиях деформирования, что также является следствием высокой концентрации атомов углерода и эффекта динамического деформационного старения [6]). Механическое двойникование не способствует формированию непрерывной границы полосы, состоящей из барьеров Ломера – Коттрелла (по механизму, предложенному Чангом и Азаро [4,5]), так как на микромасштабном уровне распределение барьеров становится дискретным. Локализация наблюдается до тех пор, пока на макромасштабном уровне (уровень полосы) это распределение квазиоднородно. Таким образом, в высокопрочных монокристаллах аустенитных сталей однородное множественное скольжение с предела текучести способствует образованию макрополос локализованной деформации, а механическое двойникование подавляет их развитие.

Заключение

Изучена ориентационная зависимость процессов локализации деформации и механических свойств монокристаллов аустенитной стали Гадфильда при одноосном сжатии при комнатной температуре. Экспериментально обнаружена ориентационная зависимость критических скалывающих напряжений, связанная с ориентационной зависимостью величины расщепления дислокаций в поле внешних приложенных напряжений.

В <111>-монокристаллах деформация развивается скольжением и сопровождается образованием полос локализованной деформации, а в кристаллах <113>, <123>, <012>, <144>, <001> деформация развивается квазиоднородно по объёму образцов и связана с развитием механического двойникования. Установлено, что ориентационная зависимость локализации деформации связана с ориентационной зависимостью механизма деформации. Множественное скольжение с предела текучести способствует образования полос локализованной деформации, а механическое двойникование подавляет их развитие.

Авторы статьи выражают благодарность профессору Ю. И. Чумлякову за помощь в организации эксперимента и полезные дискуссии.

Исследование выполнено в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009–2013 годы (Государственное соглашение № 14.A18.21.2108 по обобщенной теме «Современные методы исследования микроструктуры и механических свойств перспективных материалов») на оборудовании Центра коллективного пользования «Диагностика структуры и  свойств наноматериалов» НИУ «БелГУ».

Рецензенты:

Кайбышев Рустам Оскарович, д.ф.-м.н., профессор кафедры «Материаловедения и нанотехнологий» ФГАО ВПО  «Белгородский государственный национальный  исследовательский университет», руководитель лаборатории механических свойств наноструктурных и жаропрочных материалов ФГАО ВПО  «Белгородский государственный национальный  исследовательский университет», г. Белгород.

Иванов Олег Николаевич, д.ф.-м.н., директор Центра коллективного пользования «Диагностика структуры и  свойств наноматериалов» ФГАО ВПО  «Белгородский государственный национальный  исследовательский университет», г. Белгород.