автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Особенности строения и пластической деформации псевдомонокристаллов стали

На правах рукописи

ХЛЕБНИКОВА Юлия Валентиновна

ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ И ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПСЕВДОМОНОКРИСТАЛЛОВ СТАЛИ

05.16.01 — металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург — 1998

Работа выполнена в лаборатории физического металловедения Института физики металлов УрО РАН

НАУЧНЫЕ РУКОВОДИТЕЛИ: член-корреспондент РАН доктор физ.-мат. наук

В. М. Счастливцев Д.П.Родионов

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ:

доктор технических наук, профессор Б.К.Соколов

доктор технических наук, профессор М.А.Филиппов

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ — Южно-Уральский государственный университет (г. Челябинск)

Защита диссертации состоится апреля 1998 г., в 10 часов на заседании диссертационного совета Д 002.03.01 в Институте физики металлов УрО РАН по адресу: 620219 г. Екатеринбург, ГСП —170, ул. С.Ковалевской, 18.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО РАН.

Автореферат разослан " " марта 1998 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор физико-математических наук, профессор

О.Д. Шашков

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы исследования. Холодная пластическая деформация закаленных конструкционных сталей привлекает внимание возможностью получения сверхвысокой прочности материалов. В структуре закаленной стали всегда присутствуют кристаллы мартенсита различных ориентировок, что затрудняет кристаллографический анализ процесса деформации. В среднеуглеродистых сталях существуют устойчивые ансамбли самосогласующихся мартенситных кристаллов —пакеты, строение которых подчиняется ряду закономерностей.

Варьируя химический состав стальных монокристаллов можно также создать двухфазные структуры с примерно равным количественным соотношением у- и а-фаз и наблюдать в них развитие деформационных процессов. Так как в сплавах железа в общем случае исходный монокристалл может иметь не только аустенитную, но и ферритную структуру, то существует возможность получения стальных псевдомонокристаллов различного фазового состава и с разным типом матричной фазы. Стальные псевдомонокристаллы являются уникальными объектами, сочетающими в себе свойства монокристалла и поликристалла. Использование для изучения механизма пластической деформации стальных псевдомонокристаллов различного фазового состава позволяет рассматривать особенности пластической деформации на объектах с ограниченым числом элементов, которые к тому же обладают кристаллографической связью с исходной монокристальной матрицей. Однако, анализа начальных стадий пластической

деформации псевдомонокристаллов конструкционных сталей с пакетным мартенситом до сих пор не было проведено, а возможность получения стальных псевдомонокристаллов других типов вообще не обсуждалась. В связи с этим исследование, проведенное в настоящей диссертационной работе представляется актуальным.

Цель и задачи работы. Целью настоящей работы является изучение кристаллографии скольжения в псевдомонокристаллах конструкционных сталей с пакетным мартенситом (а-исевдо-монокристаллов), исследование начальных стадий пластической деформации в двухфазных псевдомонокристаллах с разным типом матричной фазы, а также проведение сравнительного анализа кристаллографических особенностей скольжения а-псевдомоно-кристаллов с малым количеством матричной фазы (у0ст.<5%) и двухфазных псевдомонокристаллов с примерно равным соотношением структурных составляющих.

Для достижения этой цели требуется решить следующие задачи:

— получить а-псевдомонокристаллы конструкционных сталей с пакетным мартенситом, а также двухфазные (а+у) и (у+а) псевдомонокристаллы легированных сталей с примерно равным соотношением матричной (исходной) и выделившейся фаз и с разным типом матричной фазы. Аттестовать полученные псевдомонокристаллы, определив их ориентацию, фазовый состав и ориентационные соотношения между фазами;

— изучить кристаллографические особенности формирования структуры двухфазных псевдомонокристаллов;

— определить кристаллографический тип плоскостей, по которым

будет инициироваться сдвиг на начальных стадиях пластической деформации в псевдомонокристаллах конструкционной стали с пакетным мартенситом (в пределах одного пакета);

— исследовать кристаллографические закономерности развития деформации в псевдомонокристаллах конструкционных сталей с пакетным мартенситом при переходе от одиночного скольжения к множественному;

— изучить методами просвечивающей электронной и оптической микроскопии последовательность структурных изменений в пакетном мартенсите псевдомонокристаллов конструкционной стали при большой пластической деформации;

— исследовать кристаллографические особенности начальных стадий пластической деформации двухфазных (а+у) и (у+а) псевдомонокристаллов с разной природой матричной фазы;

— провести сравнительный анализ кристаллографических особенностей скольжения а-псевдомонокристаллов конструкционных сталей с малым количеством матричной фазы (у0ст.<5%) и двухфазных псевдомонокристаллов с примерно равным соотношением у- и а-структурных составляющих.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Возможность существования, кроме псевдомонокристаллов конструкционных сталей с пакетным мартенситом, двухфазных стальных псевдомонокристаллов с примерно равным соотношением исходной (матричной) и выделившейся фаз.

2. Кристаллографические особенности формирования структуры двухфазных псевдомонокристаллов азотсодержащей высоколеги-

рованной стали Х18АГ20.

3. Кристаллографические закономерности холодной пластической

УГ

деформации псевдомонокристаллов конструкционных сталей с пакетным мартенситом.

4. Последовательность структурных изменений при пластическом деформировании пакетного мартенсита в псевдомонокристаллах конструкционной стали.

5. Закономерности кристаллографии скольжения в двухфазных стальных псевдомонокристаллах с разным типом матричной фазы.

6. Результаты сравнительного анализа кристаллографических особенностей скольжения а-псевдомонокристаллов конструкционных сталей с малым количеством исходной фазы (уост.<5%) и двухфазных стальных псевдомонокристаллов с примерно равным соотношением фаз.

Научная новизна. 1. Показана возможность получения двухфазных стальных псевдомонокристаллов с примерно равным соотношением матричной (исходной) и выделившейся фаз и с разным типом матричной фазы.

2. Впервые изучены кристаллографические особенности структуры двухфазных псевдомонокристаллов стали Х18АГ20.

3. Впервые показаны особенности развития деформационных процессов в пакетном мартенсите закаленной, а также закаленной и отпущенной стали: локальность, дискретность, ранний переход псевдомонокристаллов к множественному скольжению.

4. Впервые исследованы кристаллографические особенности начальных стадий пластической деформации двухфазных (ос+у)

псевдомонокристаллов с примерно равным соотношением структурных составляющих и разным типом матричной фазы. Проведен сравнительный анализ кристаллографических особенностей скольжения при деформировании с малыми степенями стальных псевдомонокристаллов разного типа.

Практическая ценность. Пакетный мартенсит является основой большинства конструкционных сталей, холодная пластическая деформация которых позволяет получить сверхвысокий уровень прочности. Прямыми методами, использование которых невозможно на поликристаллических образцах, на псевдомонокристаллах установлены кристаллографические закономерности скольжения в пакетном мартенсите конструкционных сталей.

Апробация работы. Основные результаты, изложенные в диссертации, представлены в виде докладов на следующих конференциях и совещаниях: II Конференция по высокоазотистым сталям, Киев, 1992; XIV Международная конференция "Физика прочности и пластичности материалов", Самара, 1995; Международная конференция "Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений", Тамбов, 1996; Научно-технический семинар "Бернштейновские чтения по термической обработке металлических материалов", Москва, МИСИС, 1996; IX Международная конференция "Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твердых телах", Тула, 1997; I Международный семинар "Актуальные проблемы прочности" им.В.А.Лихачева, Новгород, 1997.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 11 печатных работ.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы. Объем диссертации составляет 136 страниц, в том числе 99 страниц машинописного текста, 50 рисунков, 6 таблиц и список цитируемой литературы из 86 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цели и задачи работы, показана научная новизна и практическая ценность исследований.

В первой главе приведен обзор литературных данных по существующим на сегодняшний день представлениям о псевдомонокристаллах, о структуре пакетного (реечного) мартенсита и деформации закаленной конструкционной стали со структурой пакетного мартенсита. Кратко описаны существующие представления о структурных уровнях деформации.

Во второй главе обоснован выбор материалов для исследования, описаны методы получения псевдомонокристаллов и основные методики эксперимента, использованные в работе

Все псевдомонокрисгаллы были выращены в Отделе прецизионной металлургии ИФМ УрО РАН по методу Бриджмена из заготовок, химический состав которых приведен в таблице 1. Псевдомонокристаллы стали Н28 были выращены из железа чистотой 99,9 и никеля чистотой 99,99.

В третьей главе проведена аттестация структуры полученных псевдомонокристаллов. В псевдомонокристаллах конструкционных сталей сформировался реечный мартенсит. В закаленном

Таблица 1

Химический состав исследованных сталей, вес. %.

сталь С N Мп Сг № Т1 Р Б

12Х2Н4 0,15 — 0,34 1,39 3,35 — 0,029 0,009

37ХНЭ 0,37 — 0,36 1,5 3,0 — 0,023 0,022

ЗОХНЗТ 0,32 — 0,43 1,34 3,3 0,19 0,021 0,020

Х18АГ20 0,08 0,58 20,0 19,4 0,36 — 0,025 0,007

Х18АГ20Н5 0,10 0,50 20,1 17,3 4,66 — 0,023 0,009

монокристалле стали Э7ХНЗ формируется пакетный мартенсит, величина пакетов может достигать по площади 10-100 мм2. В закаленном монокристалле стали ЗОХНЗТ также формируется пакетный мартенсит, но величина пакетов значительно меньше, чем в стали 37ХНЭ и составляет по площади 1-2 мм2. В закаленном монокристалле стали 12Х2Н4 пакеты в явном виде не наблюдаются, но реализовавшиеся ориентационные соотношения такае же, как для пакетного мартенсита.

Проведено изучение кристаллографических особенностей строения двухфазных псевдомонокристаллов азотсодержащей стали Х18АГ20. В зависимости от условий выращивания кристаллы азотсодержащих сталей типа Х18АГ20 имели чисто аустенитную или феррито-аустенитную структуру, что определялось количеством азота, сохранившемся в слитке после кристаллизации. После кристаллизации в атмосфере аргона кристалл оказывался ферромагнитным. По магнито-метрическим данным, в структуре стали содержалось около 40-45% ос-фазы. Результаты определения изменения химического состава стали по длине кристалла пока-

зывают, что содержание азота в слитке уменьшилось в 2-4 раза по сравнению с исходным состоянием за счет выделения газообразного азота из расплавленного металла, которое достаточно легко происходит в верхней части жидкого столба металла. По макро- и микроструктуре видно, что выделения второй фазы ориентированы, то есть одна из фаз образуется при кристаллизации из жидкого состояния, а вторая - уже в твердом в процессе охлаждения. Поскольку исходная заготовка имела полностью аустенитную структуру, то логично было бы ожидать в слитке сохранения аустенитной структуры, в которой появилось бы некоторое количество а-фазы. Альтернативой является изменение механизма кристаллизации, которая может происходить через 5-фазу с последующим выделением аустенита из 8-феррита при охлаждении. Для однозначного ответа на вопрос, какая из фаз (б или у) является первичной, образовавшейся при кристаллизации, а какая из них выделилась в процессе охлаждения уже в твердом состоянии, были проведено рентгеноструктурное исследование. Установлено, что во всем кристалле наблюдалась одна ориентировка феррита и шесть ориентировок аустенита, то есть первичной была 5-фаза. Полюсная фигура феррита и образовавшегося в процессе охлаждения аустенита показана на рис.1. Между ферритом и аустенитом наблюдались промежуточные ориентационные соотношения, отличающиеся от ориентационных соотношений Курдюмова-Закса на угол 2-3° (Табл.2).

Следует отметить еще одну особенность формирования структуры полученного двухфазного псевдомонокристалла. У кристал-

□ , (I — полюсы 100 и 110 феррита; • , О . О— полюсы 100, 010 и 001 аустенита; цифры указывают номер ориентации аустенита.

Рис.1. Стереографическая проекция полюсов феррита и

аустенита двухфазного псевдомонокристалла стали Х18АГ20.

лов аустенита оси деформации Бейна располагались попарно около различных кубических осей феррита, то есть выполняется принцип квазиизотропного изменения объема, но для аустенитных кристаллов не наблюдалось единой плоскости сдвига, как в мартенситном пакете. Плоскости типа {111}у, входящие в ориентационное соотношение, оказались параллельны различным плоскостям {011 }ос*

В сплавах с температурой начала мартенситного превращения близкой к комнатной из-за локальной химической неоднородности в процессе кристаллизации (ячеистой ликвации) возможно

Таблица 2

Взаимная ориентация феррита и аустенита* в двухфазном псевдомонокристалле стали Х18АГ20.

№ ориентировки Направления Плоскости

1 [-lll]as[101]Y (101)a s (-1-11)y

2 [lillas IOHIy (O-ll)as (-l-ll)y

3 [1-lllas [101]у (-101)a = (-l-ll)y

4 [-lillas [101]y (O-Il)as (-l-ll)v

5 [1-11]« s [Olllv (011)a s (-l-ll)y

б [-l-ll]a s[011]7 (011)a s (-l-ll)y

* Среднее отклонение составляет для направлений <111>« и <011>у—3,3±1,1°; для плоскостей {111}« и {111 3,б± 1,2°.

протекание частичного фазового превращения с сохранением части матричной фазы непревращенной. Так при охлаждении аустенитного монокристалла стали Н28 после кристаллизации в атмосфере аргона в слитке сформировалась двухфазная (у+а) структура. Металлографические наблюдения показали, что у->а превращение прошло лишь в ячейках, тогда как значительная часть матрицы (-40%) осталась аустенитной. По данным рентгеноструктурного анализа кристаллы мартенсита в ячейках связанны промежуточными ОС с аустенитом.

Четвертая глава посвящена исследованию деформации псевдомонокристаллов конструкционных сталей. Для реализации экспериментов по деформации были использованы псевдомонокристаллы двух сталей 12Х2Н4 и 37ХНЭ. Образцы стали 12Х2Н4 деформировали растяжением, образцы стали 37ХНЗ —сжатием.

Для закаленных псевдомонокристальных образцов обеих сталей после достижения при растяжении или сжатии степени деформации 1,0+1,5% на поверхности образца появлялись первые полосы скольжения, имеющие одинаковое направление, длина полос 30—120 мкм. Полосы скольжения прерывисты, часто на них заметны изгибы. При увеличении степени деформации до 2 — 2,5% плотность полос скольжения увеличивалась, появлялись полосы скольжения, относящиеся ко второй системе скольжения.

Методом рентеноструктурного анализа определяли ориентацию нормали к плоскости скольжения в аустенитных и в мартенситных координатах. Положения нормалей к плоскостям скольжения, если их определять в аустенитных координатах, не позволяет придти к конкретному определению индексов плоскости скольжения, однако позволяет заключить, что скольжение не происходит по габитусным границам, имеющим для пакетного мартенсита конструкционных сталей ориентировку, близкую к {557}у, а также не связано с остаточным аустенитом, прослойки которого располагаются вдоль этих границ. Так как плоскостью скольжения в аустените, имеющем ГЦК решетку, является плоскость {111}у, а нормаль к плоскости скольжения расположена далеко от положения нормалей к плоскостям {111}у, то можно утверждать, что начальная деформация происходит не по аустенитным прослойкам. Таким образом, можно сделать вывод, что уже при 1,0-1,5% пластической деформации скольжение в закаленной стали происходит в а-фазе.

Учитывая несимметричность полюсной фигуры для одного

пакета, для кристаллографически однозначного определения положения плоскости скольжения по отношению к ориентировкам мартенсита воспользуемся экспериментальной полюсной фигурой мартенситного пакета на рис.2. Во всех случаях при сжатии псевдомонокристальных образцов стали 37ХНЭ плоскость скольжения близка по ориентации к плоскости {112}« одной или двух ориентировок мартенсита, причем в той части полюсной фи-

______ о / ^ / о •• / «* / А * / ГА в' / < • ч 9 Р Й1 в\ •2 \ Р ... А •А/%\ •• А Эу/'' в|в

«• В / 6 \ л/' \ ® \и *' —1 в ».ЗА / □ ш 1—--

О —нормали к плоскостям скольжения для образцов 1—4

■ — {100>у ♦ -{110}у и —{100}« А-{111}7 . -{112}« 0-{110}а

Рис.2. Сводная полюсная фигура одного пакета мартенсита псевдомонокристалла стали Э7ХНЗ.

гуры, где располагаются нормали к плоскостям {112}(х для четырех ориентировок мартенсита из шести, составляющих пакет.

Показано, что деформация в пакете распределяется дискретно. На начальных стадиях деформации скольжение происходит в тех мартенситных рейках и по тем плоскостям, на которых в поле внешних напряжений достигается максимальное приведенное напряжение сдвига. Дальнейшее развитие деформации приводит к тому, что в других мартенситных кристаллах скольжение происходит по кристаллографически подобным плоскостям, что может привести к образованию перегибов на полосах скольжения. Схематически такой процесс представлен на рис.3. К особенностям деформации закаленного псевдомонокристалла следует отнести и то, что уже при малых степенях деформации в действие включается несколько систем скольжения.

Рис.3. Схема распределения линий скольжения в мартенситном пакете псевдомонокристалла стали 37ХНЗ.

Деформация в псевдомонокристаллах стали 12Х2Н4 протекает с участием всех 24 ориентировок мартенсита. Вероятно, на-

ч

чальные стадии пластической деформации в псевдомонокристаллах стали 12Х2Н4 происходят также, как в пакете стали 37ХНЭ и первые полосы скольжения связаны с теми ориентировками мартенсита, которые благоприятно расположены в поле внешних напряжений. Все экспериментально определенные плоскости скольжения в своей основе имеют хотя бы для одной ориентировки мартенсита явно выраженную кристаллографическую систему скольжения, плоскость {211}а и направление <111>а, или плоскость {110}а и направление <111>а.

Рассмотрим возможные варианты скольжения по границам между мартенситными кристаллами в пакете. В псевдомонокристаллах, по данным полюсных фигур, нигде в явном виде не наблюдалась плоскость скольжения {но}^ I!(ш)у, которая в первом приближении считается плоскостью габитуса. Реально среднее положение плоскости габитуса это {557}у. В мартенситных координатах положение габитусной плоскости близко к {541}а, причем такая плоскость содержит направление типа <111>а. Следовательно, скольжение по плоскости габитуса в мартенситном пакете можно рассматривать как вариант так называемого "некристаллографического" скольжения в О ЦК—решетке.

Результаты исследования пластической деформации псевдомонокристаллов сталей 12Х2Н4 и 37ХНЭ позволяют заключить, что скольжение на самых ранних стадиях происходит в мартенсите по плоскостям, типичным для О ЦК — решетки. Однако особенности строения мартенситного пакета приводят к тому, что на начальных стадиях деформация носит локальный, дискретный

характер. Псевдомонокристаллы закаленных сталей при малых степенях деформации переходят на стадию множественного скольжения, что является механизмом вовлечения в деформацию всех ориентировок мартенсита, составляющих псевдомонокристалл.

Необходимо сделать одно замечание относительно тонких прослоек остаточного аустенита, который присутствует в структуре закаленных псевдомонокристаллов конструкционных сталей при комнатной температуре. По данным [1], такие прослойки могут быть местами, где инициируется начальная пластическая деформация, несмотря на то, что они не являются строго плоскими образованиями, могут прерываться и не имеют большой протяженности. Хотя экспериментальные данные по деформации закаленных псевдомонокристаллов конструкционных сталей показали, что скольжение на самых ранних стадиях деформации идет в мартенсите, было проведено еще одно исследование на образцах, подвергнутых высокотемпературному отпуску (600°С, 2 ч), в процессе которого происходил полный распад остаточного аустенита.

Оказалось, что характер распределения линий скольжения такой же как и для исследованных закаленных образцов. На стадии одиночного скольжения (е-1,3%) плоскостью сдвига в исследованных отпущенных образцах является плоскость {112}а одной из шести ориентировок мартенсита в пакете. При увеличении степени деформации до е-2% отпущенные псевдомонокристаллы переходят на стадию множественного скольжения.

Идентичность результатов, полученных на закаленных и высокоотпущенных образцах позволила исключить определяющую

роль кристаллогеометрии исходного аустенитного зерна на развитие деформации в пакетном мартенсите. Характер развития пластической деформации в псевдомонокристаллах конструкционных сталей определяется строением мартенситного пакета реек.

Структурные изменения, происходящие при малой пластической деформации в мартенсите различных сталей, достаточно подробно изучены различными методами. Сведения о структурных изменениях, происходящих в пакетном мартенсите при большой пластической деформации крайне ограничены, так как среднеуглеродистая легированная сталь в закаленном состоянии трудно поддается деформированию. Для поликристаллических образцов конструкционных сталей при деформации обычными способами не удается достигнуть степени деформации больше 30%.

Можно ожидать, что на псевдомонокристальных образцах конструкционной стали, в которых отсутствуют большеугловые границы исходных аустенитных зерен, удастся достигнуть больших пластических деформаций, чем на поликристаллических образцах. Постановка задачи интересна еще и тем, что псевдомонокрисгалл имеет текстуру фазового у-ж-превращения, и при его деформации будет осуществляться переход от текстуры фазового превращения к текстуре деформации.

Действительно, на псевдомонокристальных образцах стали ЗОХНЗТ с пакетным мартенситом при прокатке удалось достигнуть степени деформации 80%. Направление прокатки в координатах исходного аустенитного кристалла составляло 6° от <100>. Деформация псевдомонокристального образца на 80%/ привела к форми-

рованию текстуры {001}<110>, типичной для ОЦК —металлов.

Электронномикроскопическое наблюдение показало, что при деформировании прокаткой с большими степенями структура псевдомонокристалла менялась в той же последовательности, что и структура поликристаллических образцов при деформации другими способами.

Пятая глава посвящена изучению особенностей пластической деформации двухфазных псевдомонокристаллов. При деформации псевдомонокристаллов кроме выяснения кристаллографических характеристик плоскостей скольжения возникает вопрос о согласовании актов пластической деформации в кристаллах различной ориентации. Для двухфазных структур эта задача усложняется неодновременным началом деформации в разных фазах из-за разницы их механических свойств.

Деформация псевдомонокристаллов стали Х18АГ20. Минимальная деформация, при которой наблюдали полосы скольжения в феррите, составляла около 1,5%. В аустените полосы скольжения появлялись при увеличении степени деформации до -2%. В каждой из ориентировок аустенита полосы скольжения имеют свое направление, но в пределах одной ориентировки полосы скольжения параллельны. Полосы наблюдаются практически одновременно в у-кристаллах разных ориентировок. Схема распределения полос скольжения в каждой из фаз двухфазного псевдомонокристалла стали Х18АГ20 показана на рис.4. При увеличении деформации до 3% появлялись линии скольжения, относящиеся ко второй системе скольжения как в у-,

Рис.4. Схема распределения линий скольжения в структурных составляющих двухфазного псевдомонокристалла стали Х18АГ20.

так и в 5-фазе. Нам не удалось разграничить по степени деформации начало множественного скольжения в у- и 5-фазах.

Установлено, что скольжение в феррите происходит по типичной для ОЦК-решетки плоскости {110}. Скольжение в аустените для каждой из расшифрованных ориентировок происходит по плоскостям типа {111} (рис.5). В каждой из ориентировок аустенита макроскопическое положение плоскости скольжения свое, положения нормалей к плоскостям скольжения также находятся в разных стереографических треугольниках на полюсной фигуре аустенита, но все экспериментально определенные плоскости скольжения являются плоскостями одного кристаллографического типа—{111 }у.

В псевдомонокристалле стали Х18АГ20 все плоскости скольжения {111}у имеют общее направление [110]^"^у, совпа-

двухфазного псевдомонокристалла стали Х18АГ20.

дающее с [111]«- Для более детального рассмотрения механизма деформации в у-псевдомонокристалле воспользуемся схемой на рис.6. Направление сдвига для каждой ориентировки у-

фазы параллельно направлению <111>а, лежащему в плоскости скольжения 5-феррита {110}а. В то же время, анализ всех ориентаций у-кристаллов показывает, что в аустенитном псевдомонокристалле также, как и в мартенситном, реализуется шесть ориентировок выделяющейся фазы. В аустенитном псевдомонокристалле направление <111>а, является осью зоны для трех плоскостей {110}а, и после превращения становится направлением [ПО]1"^, являющимся в свою очередь осью зоны для шести образующихся ориентировок аустенита. Именно такая кристаллографическая связь ориентировок аустенита и феррита является

причиной согласованного скольжения в двухфазной системе, которую представляет собой псевдомонокристалл стали Х18АГ20.

Рис.б. Схема взаимной ориентации феррита и аустенита в двухфазном псевдомонокристалле стали Х18АГ20.

Деформация псевдомонокристаллов стали Н28. Первые полосы скольжения появляются в аустенитной матрице псевдомонокристалла при достижении степени деформации 2%. Положение нормали к плоскости скольжения, в пределах ошибки измерения, совпадает с типичной для ГЦК — кристаллов плоскостью {111}у.

При увеличении степени деформации до е~5% в аустените псевдомонокристалла стали Н28 появляются линии скольжения, относящиеся ко второй системе. При дальнейшем увеличении степени деформации до е~13% хорошо видны линии скольжения в кристаллах а-фазы внутри ячеек. Кристаллографический тип плоскостей скольжения в а-фазе определить не удалось. Однако, можно предположить, что деформация а-кристаллов стали Н28, также как в стали Э7ХНЗ, начинается по плоскостям с малыми индексами-{011}ос или {211}«.

Результаты исследования деформации всех трех типов псевдомонокристаллов обобщены в таблице 3. В стали Н28 кристаллы ос-фазы располагаются в монокристаллической аустенитной матрице, в то время как в стали Х18АГ20 кристаллы у-фазы выделяются в монокристаллической ферритной матрице. Кроме того, количество феррита в структуре (а+Ху^), также как и аустенита в (у+£а1), составляет -40%. В обоих случаях выделяющиеся кристаллы закономерно ориентированы по отношению к матрице. Микротвердость матричной фазы также в обоих случаях меньше,

Таблица 3

Характеристики структурных составляющих двухфазных псевдомонокристаллов.

Сталь Фазы Нц100, МПа * Плоскости скольжения

матрица выделения матрица выделения матрица выделения

Н28 40% у Хсц 1560 2020 2200 2380 (111) —

Х18АГ20 40% а Ху1 2120 2200 2510 2570 (110) (111)

37ХНЭ Уост<5% Ха1-6 6550 6630 — (110) (211) (п.п-1,1)

* В числителе указаны значения микротвердости до деформации, в знаменателе —после деформации (сталь Н28 —е~13%, сталь Х18АГ20 —е-3%, сталь 37ХНЭ-е-2,5%).

чем микротвердость выделившейся фазы и первые следы скольжения наблюдаются в матричной фазеь, причем деформация "переходит" в исходно более твердую фазу выделения до того, как происходит выравнивание значений микротвердости деформационно упрочненной матрицы и, не участвовавшей до сих пор в про-

цессе деформации, фазы выделения.

Скольжение в кристаллах у-фазы, независимо от того являются ли они выделениями или матричной фазой, происходит по плоскостям типа {111}у, что типично для ГЦК —кристаллов. Но для каждой ориентировки у-фазы двухфазного псевдомонокристалла стали Х18АГ20 наблюдается своя пространственная ориентация плоскости скольжения, поэтому на полированной поверхности шлифа нет единого макронаправления линий скольжения.

В а-псевдомонокристаллах скольжение на ранней стадии деформации происходит в одной макроскопической плоскости, поскольку при переходе из одного а-кристалла в другой может изменяться кристаллографическая плоскость, в которой происходит скольжение. При этом существует строгая зависимость в выборе плоскостей скольжения, так как все возможные плоскости должны относиться к семейству плоскостей, содержащему направление скольжения <111>а. Скольжение в а-фазе исследованных псевдомонокристаллов начиналось всегда по плоскостям с малыми индексами —{011 }а или {211}а.

Заключение и основные выводы:

1. Выращены псевдомонокристаллы сталей с различным содержанием у-фазы, причем последняя может быть как фазой выделения так и матричной фазой. Проведена кристаллографическая аттестация структуры этих псевдомонокристаллов. Показано, что в псевдомонокристаллах стали Х18АГ20 превращение 5-»у идет кристаллографически закономерно.

2. Исследованы кристаллографические особенности начальных

стадий деформации в пакетном мартенсита закаленной, а также закаленной и отпущенной стали. Показано, что скольжение начинается в одной или двух ориентировках мартенсита из шести составляющих пакет, и происходит по плоскостям {112} или {110}, типичным для ОЦК—решетки. Псевдомонокристаллы на ранних стадиях деформирования переходят к множественному скольжению, что является своеобразным механизмом вовлечения в деформацию кристаллов мартенсита всех ориентировок, составляющих пакет или псевдомонокристалл.

3. При холодном деформировании прокаткой с большими степенями (до 80%) структура псевдомонокристаллов конструкционной стали ЗОХНЗТ изменяется в той же последовательности, что и структура поликристаллических образцов конструкционных сталей при холодной деформации другими способами. При деформации псевдомонокристальною образца прокаткой на 80% формируется текстура {100} <110>, типичная для ОЦК —металлов.

4. При пластической деформации скольжение в двухфазных псевдомонокристаллах сталей Х18АГ20 и Н28 начинается в матричной фазе. Скольжение в аустените исследованных двухфазных псевдомонокристаллов сталей Х18АГ20 и Н28, независимо от того, является ли он матричной фазой или фазой выделения, происходит по типичной для ГЦК—кристаллов плоскости {111}у. Скольжение как в а-матрице псевдомонокристалла стали Х18АГ20, так и в а-кристаллах пакетного мартенсита псевдомонокристаллов конструкционных сталей начиналось всегда по плоскостям с малыми индексами —{011}а или {211}а.

Основные результаты диссертационной работы изложены в следующих публикациях:

1. Родионов Д.П., Счастливцев В.М., Хлебникова Ю.В. Структурные особенности монокристаллов высокоазотистых легированных сталей//ФММ. 1993, т.76, вып.6, с. 88-93.

2. Родионов Д.П., Счастливцев В.М., Хлебникова Ю.В. и др. Кристаллографические особенности холодной пластической деформации закаленных псевдомонокристаллов конструкционных сталей//ФММ. 1994, т.78, вып.6, с. 122-131.

3. Хлебникова Ю.В., Счастливцев В.М., Родионов Д.П. Кристаллографические особенности холодной пластической деформации у-псевдомонокристаллов азотсодержащей легированной стали Х18АГ20//ФММ, 1996, Т.82, Вып.6, с. 128-134.

4. Хлебникова Ю.В., Счастливцев В.М., Родионов Д.П. Кристаллографические особенности холодной пластической деформации псевдомонокристаллов стали Н28//ФММ, 1997, Т.83, Вып.6, с. 103-113.

5. Хлебникова Ю.В., Счастливцев В.М., Родионов Д.П. Кристаллография холодной пластической деформации гетерофазных стальных псевдомонокристаллов//В сб. науч. трудов I Международного семинара "Актуальные проблемы прочности" им. В,А.Лихачева, Новгород, 1997, Т.1, 4.1, с.126-130.

Цитируемая литература. [1]. Этерашвили Т.Э., Спасский М.Н., Утевский Л.М. и др. Развитие пластической деформации пакетного мартенсита. Низкоуглеродистая сталь//ФММ. 1978. Т.46. Вып.4. С.772-780.