CC BY
46
Влияние легирования алюминием на механизмы деформационного упрочнения монокристаллов аустенитной стали Гадфильда
Е.Г. Захарова, И.В. Киреева, Ю.И. Чумляков, Г. Майер1
Сибирский физико-технический институт, Томск, 634050, Россия 1 Университет Падеборн, Падеборн, 33098, Германия
На монокристаллах стали Гадфильда ^е-13Мп-1.3С, Fe-13Mn-2.7Al-1.3C, мас.%) [011]-, [123]-ориентаций проведены систематические исследования механизма деформации, коэффициента деформационного упрочнения 0, дислокационной структуры при растяжении в интервале температур Т = 190-300 К. Показано, что сочетание низкой энергии дефекта упаковки (у ду = = 0.03 Дж/м2) и высокого уровня сил трения, за счет большой концентрации атомов углерода в стали Гадфильда, приводит к развитию механического двойникования при комнатной температуре. Легирование алюминием увеличивает У ду от 0.03 до
0.05 Дж/м2 и подавляет двойникование на ранних степенях деформации исследуемых ориентировок кристаллов при сохранении высоких значений коэффициента деформационного упрочнения 0.
The effect of aluminium on strain-hardening mechanisms of austenitic Hadfield steel single crystals
E.G. Zakharova, I.V. Kireeva, Yu.I. Chumlyakov, and H. Maier1
On [011], [123] oriented single crystals of Hadfield steel (Fe-13Mn-1.3C, Fe-13Mn-2.7Al-1.3C, in wt.%) a systematical investigation of the strain-hardening mechanism, strain-hardening coefficient 0 and dislocation structure in tension in the temperature interval T = 190-300 K has been carried out. A combination of low stacking fault energy (Ysf = 0.03 J/m2) with high level of friction force due to high carbon content in Hadfield steel single crystals makes twinning the basic deformation mechanism at room temperature. Alloying with aluminium results in an increase of Ysf from 0.03 J/m2 to 0.05 J/m2 and suppresses twinning at the early stages of plastic flow of given crystals at preservation of the high value of the strain-hardening coefficient 0.
1. Введение
Сталь Гадфильда (Бе-13 Мп-1.0-1.3 С, мас. %) приобрела широкую известность благодаря высокой скорости упрочнения, прочности и пластичности [1-6]. Закаленные поликристаллы стали Гадфильда обладают низкой энергией дефекта упаковки (у дУ = 0.03 Дж/м2) и характеризуются склонностью к механическому двой-никованию в широком интервале температур. Формирование высокой плотности тонких двойников обуславливает высокую скорость упрочнения стали 0 = dст/de за счет пересечения двойников нескольких систем [5-8], а большая концентрация атомов углерода в стали (СС = 1.0-1.3 мас. %) и высокая их подвижность приводят к деформационному старению. Динамическое деформационное старение определяет интенсивное накопление дислокаций в твердом растворе, деформация сопровождается динамическими эффектами на кривой пластического течения (зубчатые диаграммы растяжения) и показывает отрицательную скоростную зависи-
мость напряжения деформации в интервале температур Т = 240-525 К [3, 4]. Легирование алюминием подавляет двойникование и процессы динамического старения в поликристаллах стали Гадфильда, изменяет скоростную чувствительность с отрицательной на положительную [9].
В поликристаллах процессы пластического течения осложнены присутствием границ зерен и разделить вклады в упрочнение от скольжения и двойникования не представляется возможным. Использование монокристаллов стали Гадфильда позволяет за счет изменения исходной ориентации кристалла исследовать деформацию стали в условиях действия только скольжения или двойникования. Высокий уровень критических скалывающих напряжений на пределе текучести стали Г адфильда за счет твердорастворного упрочнения углеродом сочетается с низкой энергией дефекта упаковки. Кроме того, фактор Шмида для двойникования в [011]-ориентации выше, чем фактор Шмида для скольжения
© Захарова Е.Г., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Майер Г., 2004
Таблица 1
Факторы Шмида для скольжения и двойникования, основные характеристики появления двойникования в монокристаллах стали Гадфильда
Ориентация оси растяжения монокристалла [011] Сталь (I) [011] Сталь (II) [123] Сталь (I) [123] Сталь (II)
Фактор Шмида для скольжения 0.41 0.41 0.50 0.50
Фактор Шмида для двойникования 0.47 0.47 0.45 0.45
Величины тдв при Т = 300 К, МПа 190 230 190 -
Предшествующая двойникованию деформация при Т = 300 K, % 0 15 15 -
Величины тдв при Т = 190 К, МПа 220 255 220 -
Предшествующая двойникованию деформация при Т = 190 K, % 0 5 5 -
и двойникование может быть активировано с предела текучести в этих кристаллах (табл. 1). В [1 23]-ориен-тации фактор Шмида для скольжения больше, чем для двойникования, и следует ожидать переход к двойни-кованию после деформации скольжением, как это обычно наблюдается в ГЦК-монокристаллах с низкой у ду.
2. Методы
Монокристаллы стали Г адфильда Fe -13 Mn-1.3 C (I), Fe-13 Mn-2.7 Al-1.3 C (II) (вес. %) выращивали методом Бриджмена в среде инертного газа. Кристаллы гомогенизировали в среде аргона 24 часа при Т = = 1373 K. Образцы на растяжение в форме двойных лопаток размером 12x3x1.5 мм вырезали, используя электроискровую резку. Затем образцы выдерживали при 1373 K 1 час и закаливали в воду. Электронно-микроскопические исследования проводили на электронном микроскопе Philips CM 200 при ускоряющем напряжении 200 кВ. Методика получения образцов и проведения эксперимента подробно изложена в работе [10].
3. Результаты и обсуждение
На рис. 1 представлены кривые «напряжение - деформация» и изменение ориентации оси растяжения
при деформации монокристаллов, ориентированных вблизи полюсов [011], [1 23], стали (I) (кривые 1, 1, 5, 5', 6, 6') и стали (II) (кривые 2, 2\ 3, 4, 4') при Т = 190, 300 К. Механическое двойникование развивается с ранних степеней деформации [011]-монокристаллов стали
(I) при Т = 300 К. Электронно-микроскопические исследования показали существование высокой плотности двойников нескольких систем при преимущественном действии одной из них (рис. 2, а). Исследование прецессии оси кристалла показывает, что с начала пластического течения действует первичная система двойникования [211](111). В кристаллах [011] до 8 < 15 % деформация двойникованием происходит полосой Людер-са. При 8 > 15 % двойникование в сопряженной системе становится существенным, что обуславливает линейное упрочнение на кривой а-8 (рис. 1, кривая 1) с 0 = = 1600 МПа. Ось растяжения кристалла [011] при деформации стали (I) перемещается к полюсу [211] по большому кругу, соединяющему полюсы [211] и исходную ориентацию кристалла. Вклад вторичных систем двойникования в общее удлинение кристалла невелик (не более 15 %), но дает существенное упрочнение при пересечении с двойниками первичной системы. В соответствии с теорией упрочнения при множественном
8, %
Рис. 1. Кривые «напряжение - деформация» и прецессия оси монокристаллов [011] и [123] стали (I) и (II) при растяжении: 1, 1 — [011], сталь (I), Т = 300 К; 2, 2' — [011], сталь (II), Т = 300 К; 3 — [011], сталь (II), Т = 195 К; 4, 4 — [І23], сталь (II), Т = = 300 К; 5, 5' — [123], сталь (I), Т = 300 К; 6, 6 — [123], сталь (I), Т = 195 К
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение скольжения и двойникования при растяжении стали Гадфильда: а — [122], сталь (I), є = 5 %, Т = 300 К; б — [011], сталь (II), є = 15 %, Т = 300 К;в — [123], сталь (I), є = 5 %, Т = 300 К; г — [011], сталь (II), є = 5 %, Т = 190 К; д — [123], сталь (I), є = 15 %, Т = 300 К; е — [123], сталь (II), є = 5 %, Т = 300 К
двойниковании [7, 8, 11, 12] высокая плотность двойников нескольких систем в стали Гадфильда обеспечивает образование множественных барьеров для их дальнейшего роста, и высокий коэффициент упрочнения является результатом высокоэнергетических взаимодействий на границах двойников. Сталь Гадфильда характеризуется низкой энергией дефекта упаковки, а высокая концентрация атомов углерода обеспечивает высокое твердорастворное упрочнение. Таким образом, в стали уже на пределе текучести достигаются скалывающие напряжения, достаточные для развития двойникования. В ГЦК-материалах, обладающих низкой энергией дефекта упаковки тдв достигаются путем упрочнения при продолжительном трансляционном скольжении, а в вы-
сокопрочной стали Гадфильда зарождение двойникова-ния не требует большой деформации скольжением.
При легировании стали (I) алюминием двойникова-ние на ранних степенях деформации кристаллов [011] не обнаружено. Деформация реализуется в нескольких системах скольжения, отличительной чертой деформации этого сплава является образование плоских скоплений дислокаций и дислокационных диполей в отличие от стали (I), где наблюдается высокая плотность двойников нескольких систем. Высокая величина коэффициента упрочнения (0 = 1000 МПа) является результатом взаимодействия диполей нескольких систем друг с другом. При деформации 8 > 15-20 % активируется двойни-кование (рис. 2, б), и скорость упрочнения 0 становится
выше, чем при 8 < 15 % (рис. 1, кривая 2). Оценки величины энергии дефекта упаковки по методике измерения ширины тройных узлов показали, что добавление 2.7 мас. % алюминия повышает удУ до 0.050 Дж/м2. Таким образом, основная причина сдвига начала двой-никования к большим степеням деформации в стали (II) по сравнению со сталью (I) — повышение энергии дефекта упаковки при легировании. Понижение температуры до 190 К приводит к появлению протяженной стадии с близким к нулю 0 (рис. 1, кривая 3), и сдвигает начало деформации двойникованием в область низких деформаций (рис. 2, г), что находится в соответствии с обычно наблюдаемыми закономерностями двойникова-ния ГЦК-материалов [11, 12].
В [123]-монокристаллах стали (I) фактор Шмида для скольжения выше, чем для двойникования (табл. 1) и смена механизма деформации от скольжения к двой-никованию происходит при 8 > 15 % (рис. 1, кривые 5, 5'). Ось монокристалла при деформации сначала перемещается к полюсу [110](111) — направлению скольжения в первичной системе, а затем начинает двигаться по направлению к полюсу двойникования в первичной системе (рис. 1, кривая 5'), которое наблюдается электронно-микроскопически (рис. 2, д). При понижении температуры деформирования до Т = 190 К начало деформации двойникованием в этих кристаллах смещается к началу пластического течения (рис 1, кривые 6, 6').
Особенностью деформации монокристаллов [ 123] стали (I) при 8 < 15 % в условиях комнатной температуры является высокое упрочнение на первой стадии, связанной со скольжением. Дислокационная структура на этой стадии представляет собой однородное распределение дислокаций (рис. 2, в). Причина такого поведения — эффект динамического деформационного старения при комнатной температуре [3, 4]. Подтверждением этому служит отсутствие следов скольжения при деформации, отрицательная скоростная чувствительность напряжения течения в стали (I). Высокая скорость упрочнения при этом объясняется закреплением дислокаций подвижными атомами углерода.
Легирование стали Гадфильда алюминием снижает диффузионную подвижность атомов углерода, сдвигая область деформационного старения стали (II) в сторону высоких температур деформации [9], и при комнатной температуре растяжения в монокристаллах [ 123] скоростная чувствительность становится положительной, дислокационная структура становится планарной — наблюдаются мощные плоские скопления дислокаций (рис. 2, е). Следует отметить, что скорость деформационного упрочнения при этом остается высокой (рис. 1, кривые 4,4') и связана с формированием плоских скоплений дислокаций разных знаков, которые образуют мультиполи. Пересечение мультиполей формирует в
монокристалле области с повышенной плотностью дислокаций и, как следствие, вызывает высокое упрочнение кристаллов. Исследование прецессии оси кристаллов [ 123] и дислокационной структуры показало, что деформация в них реализуется скольжением, двойни-кование не обнаружено.
4. Выводы
Итак, в монокристаллах стали Гадфильда [011]-ори-ентации двойникование наблюдается с предела текучести при растяжении при Т = 300 K, в [123]-ориента-ции — после 15 % деформации скольжением. Легирование алюминием подавляет двойникование с предела текучести в [011]-монокристаллах и двойникование реализуется после 15 % деформации скольжением. Понижение температуры деформации сдвигает начало двой-никования в [1 23]-кристаллах стали (I) и [011] стали
(II) к меньшим степеням деформации.
При легировании алюминием энергия дефекта упаковки увеличивается от 0.03 до 0.05 Дж/м2, двойнико-вание сдвигается в область больших степеней деформации при сохранении высокого коэффициента деформационного упрочнения. Алюминий снижает диффузионную подвижность углерода в стали, подавляя эффект динамического деформационного старения при комнатной температуре, и изменяет тип дислокационной структуры стали: от однородного распределения дислокаций и двойников в стали (I) к формированию плоских скоплений и мультиполей в стали (II).
Литература
1. Avery H.S. Austenitic manganeese steel // Metals Handbook. - 1961.-
V. 1. - P. 822-840.
2. Штремель M.A., Коваленко И.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. - 1987. - Т. 63. - Вып. 1. - С. 172-180.
3. Dastur Y.N., Leslie W.C. Mechanism of work hardening in Hadfield manganese steel // Met. Trans. A. - 1981. - V. 12A. - P. 749-759.
4. Owen W.S., GrujicicM. Strain aging of austenitic Hadfield manganese steel // Acta Mater. - 1999. - V. 47. - No. 1. - P. 111-126.
5. Adler PH., Olson G.B., Owen W.S. Strain hardening of Hadfield manganese steel // Met. Trans. A. - 1986. - V. 17A. - P. 1725-1737.
6. Raghavan K.S., Sastri A.S., Marcinkowski M.J. Nature of work-hardening behavior in Hadfield manganese steel // Trans. of the Met. Society of AIME. - 1969. - V. 245. - P. 1569-1575.
7. Remy L. Twin-twin interaction in FCC crystals // Scripta Met. - 1977. -
V. 11. - P. 169-172.
8. Mullner P., Solenthaler C. On the effect of deformation twinning on defect densities // Mater. Science and Engineering. - 1997. - V. A230. -P. 107-115.
9. ZuidemaB.K., SubramanyamD.K., Leslie W.C. The effect of aluminum
on the work hardening and wear resistance of Hadfield manganese steel // Met. Trans. A. - 1987. - V. 18A. - P. 1629-1639.
10. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Zakharova E.G., Luz-ginova N.V., Sehitoglu H., Karaman I. Strain hardening in single crystals of Hadfield steel // Physics of Metals and Metallography. - 2000. -V. 90. - Suppl. 1. - P. S1-S17.
11. Christian J.W., Mahajan S. Deformation twinning // Progress in Material Science. - 1995. - V. 39. - P. 1-157.
12. Narita N., Takamura J. Deformation twinning in f.c.c. and b.c.c. metals // Dislocations in Solids. - 1992. - V. 9. - P. 135-189.
