CC BY
79
Двойникование в монокристаллах стали Гадфильда
Е.И. Литвинова, И.В. Киреева, Е.Г. Захарова, Н.В. Лузгинова, Ю.И. Чумляков,
X. Сехитоглу1, И. Караман1
Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия 1 Иллинойский университет, Урбана, 61801, США
На монокристаллах стали Гадфильда Fe-13%Mn-(0.93-1.3)%C (мас.%) исследовали стадийность кривых течения, механизм пластической деформации — скольжение и двойникование, образование макроскопических полос сдвига в зависимости от ориентации кристалла, способа деформации (растяжения/сжатия), концентрации атомов углерода. Показано, что при растяжении в [111], [377] , [011] ориентациях деформация двойникованием наблюдается с начала пластического течения и стадийность кривых течения связана с развитием одиночного или множественного двойникования. В [012] , [113], [123] ориентациях пластическое течение развивается вначале скольжением, затем происходит смена механизма деформации от скольжения к двойникованию. При растяжении в [011] ориентации уже при е<2% наряду со скольжением деформация реализуется двойникованием. При сжатии в [111] ранние стадии деформации связаны с образованием макроскопических полос сдвига, а затем деформация происходит двойникованием. Обсуждаются физические причины развития двойникования при растяжении/ сжатии, связи упрочнения с взаимодействием систем двойникования.
1. Введение
Упрочнение железомарганцевого аустенита высокой концентрацией атомов углерода Fe-13%Mn-(0.93-1.3)%С (мас.%), впервые исследованное Гадфильдом, приводит к уникальным механическим свойствам [16]. Высокие значения коэффициента деформационного упрочнения 0, линейный характер ст(е) зависимости, большая пластичность е > 30-50 % связываются с деформацией скольжением в условиях высокой концентрации атомов углерода [3] и с механическим двойникованием [1, 2, 4-6]. До сих пор экспериментальные работы выполнялись на поликристаллах этих сплавов, и процессы пластического течения сильно осложнялись присутствием границ зерен, исходной текстурой поликристаллов и ее изменением при деформации растяжением и сжатием [1-3].
В настоящей работе исследование механизмов деформации скольжения и двойникования, стадийность кривых течения проведены на монокристаллах стали Гадфильда. Использование монокристаллов дает возможность управлять механизмом деформации — скольжением и двойникованием, изменять число действующих систем при скольжении и двойниковании за счет выбора ориентации оси кристаллов и способа деформации — растяжения/сжатия.
В работе методами электронной микроскопии тонких фольг, оптической металлографии и дифрак-
тометрии ставилась задача выяснить закономерности развития деформации двойникованием в зависимости от ориентации кристалла, способа деформации (растяжения/сжатия). Предполагали, что сочетание высокого уровня деформирующих напряжений, обусловленных твердорастворным упрочнением углеродом, и низкой энергии дефекта упаковки у1 = 0.023 Дж/м2 приведет к новым особенностям развития пластической деформации: двойникованию с предела текучести и полярности двойникового сдвига.
Монокристаллы стали Гадфильда ^е-12.34 вес.% Мп-1.03вес.% С) были выращены по методу Бриджмена в атмосфере гелия с использованием затравок. Из них электроискровой резкой готовили образцы на сжатие 4x4x7 мм3 и на растяжение в форме двойных лопаток сечением 1.5 х 2.0 мм2 и рабочей длиной 12 мм. Образцы гомогенизировали в инертном газе 24 часа при 1373 К, закаливали в воде после выдержки 1 час при 1373 К. Поврежденный поверхностный слой образцов удаляли шлифовкой с последующей электрополировкой в растворе: 200 г Н3Р04 + 50 г Сг203. Испытания проводили при комнатной температуре. Металлографические исследования проводили на оптическом микроскопе ЭПИТИП-2, а электронно-микроскопические исследования дислокационной структуры — на ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ. Ориентацию и прецессию оси кристаллов определяли
© Литвинова Е.И., Киреева И.В., Захарова Е.Г., Лузгинова Н.В., Чумляков Ю.И., Сехитоглу X., Караман И., 1999
на дифрактометре УРС-50. Для выявления двойников использовали опыт с переполировкой и последующим электролитическим травлением образцов в растворе: 50 г метанол + 100 г HCl.
2. Двойникование при растяжении в [111], [3 77], [011] ориентациях
В [111] кристаллах, ориентированных для множественного двойникования (тдв > тск, таблица 1), благоприятное сочетание низкой энергии дефекта упаковки Уду ~ 0.023 Дж/м2 и высокого уровня деформирующих напряжений за счет твердорастворного упрочнения углеродом приводит к развитию деформации двойни-кованием уже с предела текучести. Рентгенографические исследования прецессии оси кристалла, опыты с пе-реполировкой и травлением, электронно-микроскопические исследования дислокационной структуры кристаллов [111] ориентации показывают, что низкие значения коэффициента деформационного упрочнения 0 на первой стадии а(е) кривой (рис. 1, а, кривая 1) связаны с развитием пластической деформации в одной
системе двойникования. Эта стадия оказывается небольшой (8 < 3 %) и ее протяженность зависит от отклонения оси растяжения от полюса [111]. C увеличением отклонения от полюса [111] протяженность стадии возрастает, а при точной ориентации [111] наблюдать ее практически невозможно. Включение нескольких систем двойни-кования, их взаимодействие друг с другом и со скольжением приводит к резкому возрастанию 0 на второй стадии g(8) кривой (рис. 1, а, кривая 1). Опыты с переполировкой и травлением показывают, что на этой стадии действует несколько систем двойникования (рис. 2, а). Электронно-микроскопически наблюдаются дефекты упаковки, тонкие двойники и пересечения двойников. Однако рентгенографические исследования показывают, что ось [111] кристаллов при растяжении прецессирует в полюс [211], соответствующий направлению двойникования в первичной системе (рис. 1, а). Это свидетельствует о преимущественном действии одной системы двойников. Проведена оценка сдвига у по известным соотношениям [4, 7]
8, %
Рис. 1. Кривые течения и соответствующие им прецессии оси монокристаллов стали Гадфильда при растяжении при Т = 300 K: а — [111] (1), [377] (2), [011] (З); б — [123] (1), [012] (2), [113] (З)
Таблица 1
Факторы Шмида для скольжения и для двойникования и фактор Q для исследуемых ориентаций
Ориентация m при растяжении и сжатии m при дв г растяжении Q = (( - ml /2 при растяжении m /m дв ск при растяжении m при дв сжатии для ДУ вычитания m при дв сжатии для ДУ внедрения m /m дв ск при сжатии для ДУ вычитания m /m дв ск при сжатии для ДУ внедрения
[111] 0.27 0.314 -0.08 1.1б 0.157 0.314 0.58 1.1б
[011] 0.41 0.471 -0.12 1.15 0 0.471 0 1.15
[377] 0.40 0.50 -0.11 1.25 0.10 0.50 0.25 1.25
[123] 0.45 0.45 -0.0б 1.00 0.20 0.45 0.44 1.00
[012] 0.49 0.40 0 0.82 0.25 0.40 0.51 0.82
[113] 0.45 0.40 0 0.89 0.35 0.40 0.78 0.89
[001] 0.41 0.23б 0.12 0.58 0.471 0.23б 1.15 0.58
m(x — фактор Шмида для скольжения; m^, — фактор Шмида для двойникования; mp m2 — факторы Шмида ведущей и ведомой частичных дислокаций Шокли соответственно; ДУ — дефект упаковки
Y=j^((l + S)2 - sin2 à/ - cosy/sinX, (1)
где 8 — удлинение; À, x — углы между осью образца и направлением [211] двойникования и [111] нормалью к плоскости {111}, характеризуют ориентацию деформированного кристалла в каждый данный момент. Расчеты показали, что теоретические и экспериментальные значения сдвига y близки друг к другу и вклад вторичных систем в деформацию оказывается несущественным.
Для выяснения действующей системы двойникования в [111] ориентациях при растяжении при комнатной температуре был проведен следующий эксперимент: образцы деформировали (є = 10 %), затем следы деформации удаляли путем механической шлифовки с последующей электрополировкой и вновь кристалл деформировали (є = 1.5-2 %). Как видно из рис. 2, б, сохраняется преимущественное действие первичной системы двойникования.
Итак, в [111] кристаллах основным механизмом пластической деформации при растяжении при комнатной температуре является двойникование. Отличительная черта в том, что этот механизм деформации реализуется с предела текучести. С развитием двойникования в двух пересекающихся системах двой-никования связаны высокие значения G. Интересно, что преимущественное развитие сдвига в одной двойниковой системе не приводит к образованию полосы Людерса-Чернова и незначительной объемной доли вторичного двойникования достаточно для получения высоких значений G.
B кристаллах [011], [377] ориентации двойни-кование наблюдается с самого начала пластической деформации. B отличие от кристаллов [111] ориен-
тации в указанных выше ориентациях двойникование зарождается и распространяется по кристаллу полосой Людерса из одной системы двойников [211] (111) (рис. 1, а, кривые 2, З и рис. 2, в). Это находится в согласии с оценкой факторов Шмида для систем двой-никования в этих ориентациях (см. табл. 1). Из таблицы видно, что максимальные значения фактора Шмида достигаются для первичной системы двойникования. Активация двойникования приводит к повороту оси растяжения кристалла, обусловленному стесненностью пластического течения [4, 7]. Экспериментально установлено, что прецессия происходит в полюс [211] (рис. 1, а). Это прямо свидетельствует о развитии деформации двойникованием в одной системе. Металлографические исследования не обнаружили активацию вторичных систем двойников (рис. 2, в). Протяженность стадии деформации полосой Людерса зависит от ориентации кристалла, и эта стадия имеет максимальную величину в [011] кристаллах и уменьшается в [377] (рис. 1, а, кривые 2, З).
Последующее увеличение деформации (є > 10%) кристаллов [377] приводит к переходу от стадии с G = 0 к линейной стадии упрочнения. Металлографические исследования показывают, что появляется вторичная система двойникования, взаимодействие которой с первичной системой определяет высокие значения G и линейную зависимость ст(є). Для кристаллов [011] получены качественно аналогичные результаты (рис. 1, а, кривая З).
Итак, твердорастворное упрочнение атомами углерода в монокристаллах стали Гадфильда не подавляет механическое двойникование, как это наблюдается в ОЦК сплавах, а, напротив, создает благоприятные условия для двойникования с самого начала пластического течения без развития предшествующего
двойникованию скольжения. Следовательно, скольжение в высокопрочных ГЦК кристаллах не играет такой важной роли для перехода к двойникованию, как это наблюдается в низкопрочных ГЦК чистых металлах и сплавах замещения [8].
Экспериментальные результаты дают основание считать, что зарождение дефектов упаковки вычитания в этих ориентациях и развитие двойникования без предшествующего скольжения связаны с работой «скользящего источника» — появлением дефектов упаковки при расщеплении полной дислокации на частичные Шокли в поле внешних напряжений [8-12].
Необходимые условия для деформации двойни-кованием в низкопрочных кристаллах серебра, сплавах на основе меди Cu-Zn, Cu-Al, Cu-Ge, Cu-Ga с энергией дефекта упаковки уду = 0.02 Дж/м2 близкой к энергии дефекта упаковки стали Гадфильда достигались даже в самых благоприятных для двойникования [111] ориентациях только после значительной деформации скольжением и при температурах ниже комнатной [8]. В стали Гадфильда напряжения двойникования для ГЦК низкопрочных кристаллов достигаются с самого начала пластического течения без предварительной деформации скольжением. Следовательно, твердорастворное
Рис. 2. Металлографические исследования поверхности монокристаллов стали Гадфильда при Г = 300 К: а — [111] кристаллы после переполировки и травления при растяжении є = 7.7 %; 6 — действующая система двойникования в [111] после растяжения є = 10 %, шлифовки, электрополировки и последующего растяжения є = 2%; в — двойникование полосой Людерса при растяжении [377] кристаллов є = 6%; г— полосы локализованной деформации при сжатии [111] кристаллов после переполировки и травления є = 9.4 %; д — двойникование на границе полосы локализованной деформации при растяжении [001] кристаллов после переполировки и травления є = 14.3 %
упрочнение играет ту же роль, что и деформационное упрочнение в создании условий для развития двойникования. Поэтому в высокопрочных кристаллах стали Гадфильда двойникование реализуется с предела текучести. При растяжении ориентации [1 11], [011], [377] благоприятны для двойникования из-за облегчения процессов зарождения двойников. Необходимые условия для активации скользящего источника двойников в этих ориентациях будут достигаться за счет неравенства сил, действующих на ведущую b и ведомую b2 дислокации Шокли, на которые в ГЦК кристаллах расщепляются полные дислокации
b = b + b2,
а/2[Т01] = а/6[211] + a/6[TT2]. (2)
Если фактор Шмида m и, следовательно, сила, действующая на ведущую двойникующую дислокацию Шокли b , будет больше, чем на ведомую b , для которой фактор Шмида m2 соответственно должен быть меньше, то дислокация будет испытывать дополнительное расщепление при своем движении Q < 0 (см. табл. 1) [2, 10, 11]. Подвижность ведущей и ведомой дислокаций Шокли может оказаться различной, поскольку обе дислокации являются смешанными [11]. Если ведущая дислокация b1 близка к винтовой дислокации, то ее взаимодействие с атомами внедрения будет существенно меньше, чем для ведомой b2 дислокации, имеющей значительную краевую компоненту. Это будет способствовать отрыву двойникующей дислокации b от b , и полная дислокация теряет устойчивость к расщеплению на частичные дислокации Шокли. В результате возникает дефект упаковки вычитания [2, 1012]. Дальнейший рост двойников в толщину может происходить за счет наложения дефектов упаковки, возникающих по такому же механизму.
3. Механическое двойникование в [012], [113], [123] ориентациях
Если сформулированные выше условия для развития двойникования без предшествующего макроскопического скольжения действительно верны, то можно предположить, что изменением ориентации от выше исследованных к большому кругу [012] - [113] можно изменять основные факторы, способствующие деформации двойникованием.
Во-первых, отдв/отск становится меньше единицы и, следовательно, системы скольжения будут более напряженными, чем системы двойникования (см. табл. 1). Во-вторых, различие действующих на b1 и b2 сил уменьшается, и это не будет способствовать зарождению двойников по механизму «скользящего источника» и развитию двойникования с самого начала пластического течения. Предполагается, что в таких ориентациях закономерности деформации двойни-
кованием будут близкими к ранее установленным для ГЦК чистых металлов и сплавов замещения [8, 11].
Эти предположения получили подтверждение экспериментально. В [012], [113], [123] ориентациях деформация скольжением является основным механизмом пластического течения (рис. 1, б, кривые 1, 2, 3) на ранних стадиях деформации. Исследования прецессии оси кристалла показывают, что скольжение в этих ориентациях происходит в одной первичной системе [101] (111), поскольку ось кристалла двигается по большому кругу, соединяющему первоначальное положение кристалла и полюс [101]. Условия для двойникования достигаются после предшествующего скольжения. Последовательное включение при деформации двух различных механизмов пластического течения — скольжения и двойникования — приводит к стадийности кривых течения. I-я стадия с высокими значениями 0 (рис. 1, б, кривые 1, 2, 3) связана с деформацией скольжением. На стадии II значения коэффициента деформационного упрочнения 0 падают по сравнению с I-ой стадией. Ось кристалла начинает двигаться в [211] полюс, соответствующий направлению двойникования (рис. 1, б). Опыты с перепо-лировкой и травлением показывают, что на II-ой стадии ст(8) кривых кристаллов с ориентациями [012], [113], [123] действует одна система двойников. На III-ей стадии пластической деформации в [012], [113], [123] ориентациях взаимодействие нескольких систем двойников друг с другом и со скольжением приводит к высоким значениям 0 по сравнению со стадией II. Сопоставление теоретических и экспериментальных значений сдвига у показывает, что происходят большие потери на скрытое упрочнение.
Итак, в [012], [113], [123] ориентациях условия для двойникования достигаются после деформации скольжением. Такая последовательность перехода от скольжения к двойникованию наблюдалась ранее в ГЦК кристаллах, когда деформация двойникованием происходит в момент достижения осью кристалла сим-метрали [001] - [111] [8], в монокристаллах стали Гадфильда двойники появляются до достижения осью симметрали.
4. Полярность двойникового сдвига при растяжении в [001] и сжатии в [111]
При смене знака нагрузки от растяжения к сжатию в кристаллах одной и той же ориентации, например [111], [001], скольжение меняет направление сдвига на противоположное в той же самой плоскости скольжения. Это явление называется полярностью сдвига при деформации скольжением. Двойникование такой особенностью не обладает, обратного двойникового сдвига а/ 6[2 1 1] в первичной плоскости (111) при деформации сжатием [111] и растяжением вдоль [001]
Рис. 3. Кривые течения монокристаллов стали Гадфильда при растяжении/сжатии при Тисп= 300 К: 1, 3— растяжение; 2, 4 — сжатие
экспериментально не наблюдается [8, 11]. Предполагается, что в высокопрочных кристаллах стали Гадфильда можно ожидать интенсивного двойни-кования при сжатии в [111] и растяжении в [001] ориентации в случае образования дефектов упаковки внедрения. Факторы Шмида для сдвига а/6[21 1] равны, например для сжатия вдоль [1 11], тдв =0.314 и больше, чем для скольжения тск= 0.27 (см. табл. 1). Высокий уровень внешних приложенных напряжений будет способствовать перерасщеплению ядра полной дислокации на частичные Шокли, когда дислокация а/ 6[21 1] становится ведущей двойникующей дислокацией, создающей дефект упаковки внедрения [10, 11].
Исходная структура скользящей дислокации представлена расщеплением по реакции (2). При сжатии поле внешних напряжений способствует уменьшению расстояния между частичными дислокациями Шокли и может произойти изменение последовательности расположения дислокаций Шокли и а/6[21 1] будет теперь двойникующей дислокацией. В этом случае двойникование становится полярным механизмом: при растяжении в [111], сжатии в [001] двойникование реализуется дефект упаковки вычитания, а при сжатии в [111] и растяжении в [001] дефект упаковки внедрения [10, 11].
В монокристаллах стали Гадфильда, деформированных при Т= 300 К, в отличие от ранее установленных закономерностей двойникования для чистых ГЦК кристаллов [8], двойникование наблюдается при растяжении/сжатии [001], [111] ориентаций. Из рис. 3, кривая 2 видно, что а(е) кривая кристаллов [1 11] ориентации при сжатии характеризуется наличием стадии (£ ~ 0-5 %) с коэффициентом деформационного упрочнения 0 близким к нулю. Металлографические исследования поверхности [111] кристаллов показывают, что эта стадия деформации связана с появлением макроскопических полос, в которых сосредоточена вся деформация (рис. 2, г). Их зарождение сопровождается динамическими эффектами на а(£) кривых (рис. 3, кривая 2). Решетка в макроскопических полосах сдвига оказывается разориентированной относительно не-деформированного объема на углы ~6-100. И, следовательно, эти полосы разбивают кристалл на деформированные и недеформированные области. Таким образом, образец, будучи монокристаллом до деформации, становится поликристаллом после £ ~ 5 %. Опыты с переполировкой и травлением показывают, что, зародившись на стадии с нулевым 0, макрополосы сдвига при последующей деформации начинают увеличиваться в размерах и распространяются по кристаллу. После того, как макрополосы сдвига заполняют
Е
Рис. 4. Двойникование при растяжении в [001] ориентации, Гисп= 300 К, є = 5 %: а — дислокационная структура; 6 — микродифракция
всю поверхность кристалла (є ~S%) G начинает резко увеличиваться (рис. 3, кривая 2) и в этот момент в полосах начинается двойникование (рис. 2, г) которое развивается в двух системах. При больших степенях деформации (є > 9%) двойникование наблюдается и вне макрополос сдвига (рис. 2, г). При деформации растяжением є > 2 % кристаллов с ориентацией [001] наблюдаются многочисленные дефекты упаковки и микродвойники (рис. 4), а при є > 7 % двойникование обнаруживается металлографически (рис. 2, д). Интересно, что и в [001] кристаллах, как и в [111] наблюдается высокий коэффициент деформационного упрочнения и линейная зависимость ст(є) кривых (рис. 3, кривые 1, З). Исследования прецессии оси кристалла в [001] ориентации показывают, что исходная ориентация изменяется незначительно при растяжении этого кристалла. Поэтому высокие значения G связаны как со скольжением, так и с двойникованием.
5. Bывoды
1. При растяжении вдоль [111], [011], [377] ориентаций в кристаллах стали Гадфильда механическое двойникование является основным механизмом деформации с самого начала пластического течения, обеспечивает высокие значения G в [111] и развитие деформации полосой Людерса в [011], [377].
2. При растяжении в ориентациях [012], [123], [113] двойникованию предшествует скольжение. Стадийность кривых течения определяется деформацией скольжения, двойникованием в одной системе и множественным двойникованием.
3. Экспериментально установлено, что деформация двойникованием может развиваться при сжатии вдоль [111] и при растяжении вдоль [011], в которых ранее в
ГЦК сплавах двойникование не наблюдалось. Полярность двойникования в кристаллах стали Гадфильда в ориентациях [111], [011] может быть связана с зарождением дефектов упаковки внедрения и обусловлена высокими деформирующими напряжениями за счет твердорастворного упрочнения атомами внедрения.
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта МОПО МАТИ-98.
Литература
1. Adler P.H., Olson G.B. and Owen W.S. Strain hardening of Hadfield manganese steel // Met. Trans. A. - 1986. - V. 17А. - P. 1725-1737.
2. Raghavan K.S., Sastri A.S. andMarcinkowski MJ. Nature ofthe work-hardening Hadfield's manganese steel // Trans. TMS-AIME. - 1969. -V. 245. - P. 1569-1575.
3. Dastur YN. and Leslie W.C. Mechanism of work hadening in Hadfield manganese steel // Met. Trans. A. - 1981. - V. 12A. - P. 749-759.
4. Штремель M.A., Коваленко И.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. - 1987. - Т. 63. - № 1. - С. 172-180.
5. Чумляков Ю.И., Шехитоглу Х., Киреева И.В., Литвинова Е.И., Захарова Е.Г., Калашников И.С. Пластическая деформация монокристаллов стали Гадфильда // ДАН. - 1998. - Т. 361. - №2 2.-С. 185-188.
6. Karaman I., Sehitoglu H., Gall K. and Chumlyakov Yu.I. On the deformation mechanisms in single crystal Hadfield manganese steels // Scripta Mater. - 1998. - V. 38. - № 6. - P. 1009-1015.
7. Бернер P., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. - М.: Мир, 1969. - 272 с.
8. Christian J.W. and Mahajan S. Deformation Twinning // Progress in Materials Science. V. 39. - 1995. - P. 1-157.
9. Cahn J.W. Thermodynamic and structural changes in deformation twinning of alloys // Acta met. - 1977. - V. 25. - No. 10. - P. 1021-1026.
10. Copley S. M. and Kear B.H. The dependence of the width of a dissociated dislocation on dislocation velocity // Acta met. - 1968. - V. 16. -P. 227-231.
11. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. - М.: Атомиздат, 1972. -600 с.
12. Ivanova O.V, Chumlyakov Yu.I. Solid solution hardening of austen-itic stainless steel crystals with high nitrogen content // ISJI International. - 1996. - V. 36. - No. 12. - P. 1494-1499.
