CC BY
54
УДК 669:539.2
Влияние иаводораживаиия на закономерности развития механического двоЗникования, деформационное упрочнение и разрушение (111 )- и (144)-монокристаллов стали Гадфильда
Е.Г. Астафурова1, Г.Г. Майер1, Е.В. Мельников1, В.А. Москвина2, В.Ф. Войцик2, Г.Н. Захаров1, А.И. Смирнов3, В.А. Батаев3
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия 3 Новосибирский государственный технический университет, Новосибирск, 630073, Россия
Исследовано влияние электролитического наводораживания на закономерности пластической деформации и разрушения монокристаллов стали Гадфильда, ориентированных для растяжения вдоль направлений (111) и (144), в которых основным механизмом деформации выступает механическое двойникование. Электролитическое наводораживание в течение 5 ч при плотности тока 100 А/м2 слабо влияет на стадийность пластического течения, механизм деформации и величину однородного удлинения (111)- и (144)-монокристаллов. Насыщение водородом вызывает микролокализацию сдвига и уменьшение коэффициента деформационного упрочнения при развитии двойникования в одной системе, при этом слабо влияет на характеристики деформационного упрочнения при множественном двойниковании. Наводораживание способствует увеличению доли хрупкой составляющей на поверхностях излома и вызывает формирование микро- и макротрещин вблизи зоны разрушения на боковых поверхностях деформированных образцов. Экспериментально установлено уменьшение скорости релаксации напряжений в нагруженных (111)-монокристаллах после насыщения водородом и предложены механизмы для описания этого явления.
Ключевые слова: аустенит, наводораживание, двойникование, скольжение, разрушение, микролокализация
Effect of hydrogénation on mechanical twinning, strain hardening and fracture of (111) and (144) Hadfield steel single crystals
E.G. Astafurova1, G.G. Mayer1, E.V. Melnikov1, V.A. Moskvina2, V.F. Voitsik2, G.N. Zakharov1, A.I. Smirnov3, and V.A. Bataev3
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 Novosibirsk State Technical University, Novosibirsk, 630073, Russia
This paper studies the effect of electrolytic hydrogenation on the plastic deformation and fracture of Hadfield steel single crystals oriented for tension along the (111) and (144) directions, in which the major deformation mechanism is mechanical twinning. Electrolytic hydrogenation for five hours at a current density of 100 A/m2 slightly affects the stages of plastic flow development, deformation mechanism, and the value of uniform elongation of (111) and (144) single crystals. Hydrogen saturation causes shear microlocalization and a decrease of the strain hardening coefficient in twinning in one system, but slightly affects the strain hardening characteristics in multiple twinning. Hydrogenation increases the fraction of the brittle component on fracture surfaces and leads to micro- and macrocracking near the fracture zone on the lateral faces of deformed specimens. It has been found experimentally that the stress relaxation rate in loaded (111) single crystals after hydrogen saturation decreases. Mechanisms of describing this phenomenon have been proposed.
Keywords: austenite, hydrogenation, twinning, slip, fracture, microlocalization
1. Введение
Развитие водородной энергетики требует не только
создания энергоносителей, но и разработки инфраструктуры для производства, хранения и транспортировки
водорода. Аустенитные стали являются перспективным материалом для создания конструкций, работающих в среде водорода, т.к. диффузионная подвижность водорода в сталях с ГЦК кристаллической решеткой ниже,
© Астафурова Е.Г., Майер Г.Г., Мельников Е.В., Москвина В.А., Войцик В.Ф., Захаров Г.Н., Смирнов А.И., Батаев В.А., 2016
а его растворимость выше, чем в сталях с ОЦК-ре-шеткой [1]. По этой причине стабильные аустенитные стали менее склонны к водородному охрупчиванию по сравнению с мартенситными, ферритными и метаста-бильными аустенитными сталями, склонными к фазовым превращениям при пластической деформации [1].
T. Michler с соавторами [2] в своей работе, выполненной на хромоникелевых, хромникельмарганцевых, хро-момарганцевых и высокомарганцевых аустенитных сталях, в том числе с высокой концентрацией атомов внедрения, пришли к выводу, что сама по себе стабильность аустенита к фазовым превращениям не является достаточным условием для устойчивости стали к водородному охрупчиванию. Помимо фазовых превращений она определяется типом дислокационной структуры, а именно склонностью к локализованной деформации за счет низкой энергии дефекта упаковки, формирования ближнего порядка или когерентных дисперсных частиц. Аустенитные стали, в которых происходит локализация деформации на различных структурных уровнях, в том числе микролокализация и формирование планарной дислокационной структуры, склонны к охрупчиванию в среде водорода по сравнению со сталями, характеризующимися ячеистой дислокационной структурой [2]. Результаты этой работы подтверждают многочисленные экспериментальные исследования закономерностей водородного охрупчивания аустенитных сталей по механизму HELP (hydrogen enchanced localized plasticity), предложенному H.K. Birnbaum и P. Sofronis [3].
Для деформации стали Гадфильда не характерно планарное скольжение несмотря на достаточно низкую энергию дефекта упаковки 0.03-0.05 Дж/м2 [4, 5] и высокую концентрацию атомов углерода в твердом растворе. Благодаря относительно высокой диффузионной подвижности углерода в аустените, восстановление ближнего порядка в процессе пластической деформации препятствует образованию плоских скоплений в структуре стали Гадфильда [6]. Если принимать во внимание только два фактора — подавление планарности дислокационной структуры и устойчивость к фазовым переходам при пластической деформации, то имеет смысл рассматривать сталь Гадфильда в качестве кандидата для использования в целях водородной энергетики. С другой стороны, многочисленные исследования микроструктуры поли- и монокристаллов стали Гадфильда указывают на развитие в ней механического двойнико-вания при пластической деформации [4, 7]. Границы двойников выступают местами зарождения трещин, накапливают водород и способствуют водородному охрупчиванию аустенитных сталей [8, 9]. M. Koyama с соавторами [10] на примере стали Fe-18Mn-0.6C (мас. %) установили характер локальной сегрегации водорода в структуре, в изобилии содержащей двойники деформации. Авторы оценили энергию активации десорбции водорода от различного рода ловушек в стали
и показали, что количество накопленного водорода на двойниковых границах меньше, но уходит от двойниковых границ существенно медленнее, чем от дефектов, для которых характерно обратимое насыщение водородом, — дислокаций, микропор, границ зерен, междоузлий и вакансий [10]. В работе [9] было установлено, что (111)-монокристаллы аустенитной нержавеющей стали, в которых активно развивается двойникование, более склонны к водородному охрупчиванию по сравнению с (001)-монокристаллами, в которых при растяжении двойникование подавлено и основным механизмом деформации выступает дислокационное скольжение. С использованием (001)-монокристаллов стали Гадфильда при растяжении было установлено, что наво-дораживание способствует активации механического двойникования и усиливает склонность стали к хрупкому разрушению по механизму квазискола, но вызывает увеличение пластичности по сравнению с образцами, деформированными без наводораживания [11]. Следовательно, развитие механического двойникования в стали Гадфильда может способствовать водородному охрупчиванию аустенитных сталей, но его влияние на параметры деформационного упрочнения и закономерности водородного охрупчивания стабильных аустенит-ных сталей изучено не достаточно подробно.
В силу ориентационной зависимости механизма деформации (скольжения и двойникования) в монокристаллах аустенитных сталей с высокой концентрацией атомов внедрения [7, 12] постановка задач с использованием монокристаллов стали Гадфильда позволит выяснить влияние механического двойникования на процессы водородного охрупчивания аустенитных сталей. Пластическая деформация и упрочнение (144)- и (111)-моно-кристаллов стали Гадфильда без водорода определяется развитием преимущественно механического двой-никования [13]. Выбор таких ориентаций монокристаллов для исследования позволяет не только целенаправленно изменять основной механизм деформации аустенитной стали Гадфильда от скольжения к двойни-кованию, но и варьировать множественность сдвига. В ориентации (111) факторы Шмида для трех систем двойникования равны, они превышают значения факторов Шмида для систем скольжения, и в высокопрочных монокристаллах стали Гадфильда этой ориентации деформация реализуется с образованием сетки двойников в трех системах одновременно [13]. Для (144)-моно-кристаллов факторы Шмида для двойникования в одной системе превышают факторы Шмида для скольжения и деформация обусловлена развитием двойникования в одной, а затем в нескольких системах одновременно [13].
Цель исследования — установить влияние наво-дораживания на закономерности развития механического двойникования, деформационного упрочнения и разрушения (111)- и (144)-монокристаллов стали Гад-фильда.
2. Методы исследования
Монокристаллы стали Гадфильда (Fe-^Mn-lJC, мас. %) гомогенизировали при температуре 1100 ОС в течение 24 ч. Заготовки закаливали в воду после выдержки при температуре 1080 ОС (2 ч) для получения аустенитной структуры. Термические обработки проводили в среде инертного газа.
Образцы для деформации растяжением с размерами рабочей части 15.0x2.7x0.5 мм вырезали с использованием электроискровой резки. После резки монокристаллы имели отклонение = 50 от точной ориентации осей (111) и (144). Поврежденный при резке поверхностный слой образцов удаляли химической чисткой в растворе «царской водки». Затем образцы механически шлифовали и электролитически полировали в растворе 25 мл Сг2Оз + 210 мл НЗР04 при комнатной температуре. После электролитической полировки образцы имели толщину 0.4 мм.
Электролитическое наводораживание образцов проводили при комнатной температуре в З% водном растворе NaCl, содержащем З г/л NH4SCN. Продолжительность обработки составила 5 ч (18 000 с) при плотности тока 100 А/м2.
Непосредственно после наводораживания образцы подвергали одноосному статическому растяжению на установке LFM-125 (Walter + Bai AG, Швейцария) с начальной скоростью З • 10-4 с-1. Для определения скорости релаксации напряжений образцы растягивали до истинной деформации 10 %, затем останавливали траверсу испытательной машины и записывали показания нагрузки. Для изучения статического деформационного старения проводили два типа экспериментов. В первом случае образцы растягивали до 10 % истинной деформации, разгружали, выдерживали при комнатной температуре в течение одного месяца и затем растягивали до разрушения. Половину образцов непосредственно перед повторным растяжением наводораживали в течение 5 ч при плотности тока 100А/м2. Во втором случае проводили деформационное старение наводороженных и исходных (без наводораживания) образцов под нагрузкой. Для этого образцы растягивали до 10 % истинной деформации, затем останавливали нагружение без снятия нагрузки и через З мин (180 с) продолжали активное растяжение до разрушения. Все эксперименты по статическому деформационному старению проводили при комнатной температуре.
Поверхность деформированных образцов и механизм разрушения изучали методом растровой электронной микроскопии (LEO EVO 50, Zeiss, Германия). Структурные исследования проводили на просвечивающем электронном микроскопе Technai G2 FEI при ускоряющем напряжении 200 кВ. Образцы для электронной микроскопии готовили стандартными методами, подробно описанными в работе [14].
3. Экспериментальные результаты
3.1. Механические свойства и микроструктура образцов
На рис. 1, а-в приведены истинные кривые течения для (144)- и (111)-монокристаллов стали Гадфильда в исходном состоянии и после электролитического наво-дораживания. Для (144)-монокристаллов характерно формирование зуба текучести и короткой площадки текучести, за которыми следует линейная стадия I пластического течения. На стадии I коэффициент деформационного упрочнения 6 = d// dе исходных кристаллов составляет 6: = 575 МПа (рис. 1, г). Протяженность стадии I слабо изменяется при насыщении монокристаллов водородом (рис. 1, а, г), но величина коэффициента деформационного упрочнения становится меньше 6: ~ 400 МПа и на кривой течения наблюдаются срывы нагрузки, т.е. пластическое течение становится нестабильным (рис. 1, б, г). Далее при е > 20 % как для исходных, так и для наводороженных кристаллов коэффициент деформационного упрочнения возрастает, и при е = 40 % наблюдается вторая линейная стадия упрочнения с 6П = 2850 МПа (рис. 1, а, г). Закономерности деформационного упрочнения (144)-монокристаллов на стадии II не изменяются при насыщении образцов водородом, но для наводороженных кристаллов переход к стадии II происходит при меньших значениях истинных напряжений (рис. 1, д).
Механизм деформации наводороженных (144)-мо-нокристаллов такой же, как и у исходных, не подвергнутых насыщению, монокристаллов [13] — на стадии I развивается двойникование в одной системе и дислокационное скольжение (рис. 2, а), а переход к линейной стадии II и увеличение коэффициента деформационного упрочнения вызваны взаимодействием нескольких систем двойникования (при преимущественном действии одной из них) (рис. 2, б). Плотность дислокаций скольжения в структуре монокристаллов не изменяется при наводораживании р ~ 1014 м-2 и слабо зависит от степени деформации при е > 10 %.
Пластическая деформация монокристаллов с осью растяжения вдоль направления (111) реализуется в нескольких системах двойникования одновременно [13]. Небольшое отклонение оси кристалла от точной ориентации (111) (=5°) способствует преобладанию сдвига в одной системе двойникования и появлению небольшой стадии с малым упрочнением, но в целом закономерности и механизмы деформации (111)-монокристаллов аналогичны (144)-монокристаллам на стадии развития множественного двойникования (рис. 1, г). За счет ротации оси кристалла при деформации [13] активность сопряженных систем двойникования быстро возрастает, и после 20 % истинной деформации упрочнение становится близким к линейному с 6 ~ 2000 МПа (рис. 1, в, г). Микроструктура (111 )-монокристаллов аналогична
(111), исходный (111), наводороженный 2 -"7
5 400-
1 — (111), исходный ^янд*^
2 —<111),
наводороженный я
2
^жЗ — (144), исходный
У 4 — ( 144),
* 4 наводороженный
0.1 0.2 0.3 0.4 Истинная деформация
И
0.5
Рис. 1. Влияние наводораживания на истинные кривые течения (144)- (а, 6) и (111 )-монокристаллов (в) стали Гад-фильда: 6 — увеличенный фрагмент кривых течения, приведенных на рисунке (а). Зависимости коэффициента деформационного упрочнения (144)-и (111 )-монокристаллов стали Гад-фильда от истинной деформации (г) и истинного напряжения (д)
приведенной на рис. 2, 6. Наряду с двойниками деформации в структуре присутствует высокая плотность дислокаций скольжения ~1014 м-2, величина которой слабо зависит от степени деформации.
3.2. Статическое деформационное старение и релаксация напряжений
Результаты экспериментов по статическому деформационному старению (111)-монокристаллов стали Гадфильда приведены на рис. 3, а, 6. После деформации образцов до 8 = 10 % и выдержки в течение одного месяца при комнатной температуре одна партия образ-
цов была наводорожена и растянута до разрушения, другая — подвергнута растяжению без наводораживания (рис. 3, а). В обоих случаях не наблюдали характерного для статического деформационного старения увеличения напряжений течения при повторной нагрузке. Напротив, напряжение начала пластического течения при повторном нагружении стало ниже, чем напряжение течения, достигнутое при предварительной деформации. При повторном нагружении наводороженных образцов переход от упругой к пластической части кривой течения плавный и определить величину напряжения начала течения сложно. Это свидетельствует о том, что
Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения структуры (144)-монокристаллов стали Гадфильда после растяжения в наводороженном состоянии: е = 1 (а), 50 % (б). На микродифракционных картинах кружками выделены двойниковые рефлексы
в наводороженном кристалле введенные при предварительной деформации дислокации начинают двигаться при меньших напряжениях, чем в кристаллах без водорода.
В экспериментах по старению под нагрузкой (остановка активного растяжения и выдержка в течение 180 с) после повторного нагружения наблюдали зуб текучести как для наводороженных образцов, так и для монокристаллов без водорода (рис. 3, б). Величина А/,
характеризующая увеличение напряжения течения при повторном нагружении образца, слабо изменяется при насыщении монокристаллов стали Гадфильда водородом, но время выхода напряжений на установившееся течение ¿г заметно меньше для монокристаллов, подвергнутых наводораживанию (рис. 3, б).
Зависимость истинного напряжения от времени релаксации для (111 )-монокристаллов стали Гадфильда, растянутых до 10 % истинной деформации, приведена
400
360
| 320
С* Он
I 280
240
2 _
1 ч
и » ♦ * J
* J * I 1 J 1 J (111)
1 J 1 J 1 — повторная нагрузка
1 J без наводораживания
/ tj / JJ 2 — повторная нагрузка
' У t и -4-й.--- с наводораживанием
0
10
12
Деформация,
14
500
се
С
S 490
s
| 480
с*
Он
470-
S к
450
(111), деформация 10 %
1 — исходный
I 2 — наводороженный
се
С
1 (Й Vi С S
\\ S о
1 Л О V V ^
1^^^
20
40 60 Время,
80 100 120
Рис. 3. Статическое деформационное старение (111 )-монокристаллов стали Гадфильда: а — выдержка образцов при комнатной температуре в течение месяца, наводораживание в течение 5 ч и нагрузка (контрольный образец нагружен без наводораживания); б — выдержка исходного и наводороженного образцов под нагрузкой в течение 2 мин и последующее активное растяжение. Влияние наводораживания на кривые релаксации напряжений в (111 )-монокристаллах стали Гадфильда, растянутых до 10 % пластической деформации (в), и скорость релаксации напряжений в зависимости от 1/ ^ (^ — время релаксации) (г)
Рис. 4. Изображения поверхности разрушенных (144)- (а, в, д) и (111 )-монокристаллов (б, г, е) стали Гадфильда после растяжения в закаленном состоянии (а, б) и после наводораживания (в-е). На рисунке (в) выщелена область, с которой получено изображение (д). Стрелками на (д, е) отмечены трещины на поверхности образцов
на рис. 3, в. Релаксация напряжений является следствием движения дислокаций в кристалле. Вследствие того что легирование водородом не приводит к изменению плотности дислокаций для монокристаллов стали Гадфильда и не изменяет ее механизмов деформации, предполагаем, что величина релаксации напряжений и ее скорость будут определяться только взаимодействием водорода и дислокаций (дефектов упаковки) при постоянных температуре и степени деформации. Величина релаксации напряжений возрастает при легировании стали Гадфильда водородом от 30 до 40 МПа (рис. 3, в), а скорость релаксации напряжений, напротив, уменьшается (рис. 3, г). D.P. Abraham и C.J. Altstetter [15] установили, что зависимость скорости релаксации напряжений от времени имеет вид da/dt ~ 1/1. Для (111)-монокристаллов стали Гадфильда эта зависимость приведена на рис. 3, г. Напряжения в монокристаллах без водорода релаксируют с большей скоростью, чем в образцах, подвергнутых наводораживанию.
3.3. Механизм разрушения
Изображения боковых поверхностей разрушенных (144)- и (Ш)-монокристаллов приведены на рис. 4. На поверхности разрушенных образцов видны следы нескольких систем сдвига (скольжения и двойникования). В образцах, легированных водородом, вблизи зоны разрушения образуются микротрещины, которые формируются в микрополосах сдвига и совпадают с одной из систем скольжения или двойникования (рис. 4, д, е), т.е. растрескивание поверхности наводороженных образцов вблизи зоны разрушения происходит вдоль кристаллографических плоскостей {111} — скольжения и двойникования. Характер деформационного рельефа на поверхности образцов позволяет сделать вывод об усилении микролокализации сдвига в наводороженных образцах, по сравнению с исходными образцами (рис. 4).
Монокристаллы, растянутые вдоль кристаллографического направления (111), разрушаются качественно одинаково как в исходном состоянии, так и после леги-
Рис. 5. Изображения поверхности разрушения (111 )-монокристаллов стали Гадфильда после растяжения в исходном состоянии (а, б) и после наводораживания (в, г)
рования водородом (рис. 5). На поверхности разрушения исходного образца видны сколы, хрупкие вторичные микротрещины, характер их распределения позволяет говорить о разрушении по границам двойников деформации в пересекающихся системах (рис. 5, а, б), как это ранее наблюдали в работе [16]. В наводороженных образцах склонность к хрупкому разрушению усиливается, поверхность излома представляет собой квазискол (рис. 5, в, г). На поверхностях скола виден деформационный рельеф. Вторичные трещины также наблюдаются, но они носят иной характер — более грубые по сравнению с ненаводороженными образцами (отмечены стрелками на рис. 5, в).
Поверхность разрушения исходных (144)-монокрис-таллов имеет смешанный характер — наблюдаются сколы по краям образца и вязкий ямочный излом в центре (рис. 6, а-в). Легированные водородом образцы разрушаются преимущественно хрупко — сколом (рис. 6, г, д). При этом на поверхности разрушения наблюдаются элементы ямочного излома (рис. 6, д), но области вязкого разрушения встречаются заметно реже, чем в исходных кристаллах без водорода. Анализ изображений на рис. 4 и 6 позволяет сделать вывод о том, что хрупкое разрушение наводороженных (144)-моно-кристаллов происходит по двум режимам — вдоль микрополос сдвига с поверхности образцов (рис. 4, д, 6, г) и в объеме (рис. 6, д).
4. Обсуждение результатов
Легирование водородом не приводит к изменению основных закономерностей деформации и упрочнения
исследуемых монокристаллов. Величина однородной деформации до разрушения и стадийность пластического течения изменяются незначительно, происходит даже небольшое увеличение величины однородного удлинения и напряжений разрушения при наводоражи-вании (рис. 1, а, в). Несмотря на это, можно выделить несколько особенностей влияния насыщения водородом на параметры деформационного упрочнения исследуемых монокристаллов стали Гадфильда.
Механическое двойникование преимущественно в одной системе выступает основным механизмом деформации (144)-монокристаллов стали Гадфильда с самого начала пластического течения (е = 1 %) [13]. Легирование водородом не приводит к изменению механизма деформации монокристаллов при растяжении до е = 1 % (рис. 2, а). Плотность дислокаций при этом достаточно велика (~1014 м-2), дислокационное скольжение наблюдается на протяжении всей пластической деформации и характер распределения дислокаций не изменяется при легировании водородом. Это обусловлено низкой концентрацией водорода в твердом растворе, недостаточной для подавления поперечного скольжения и усиления планарности дислокационной структуры, как это наблюдали ранее при исследовании аустенитной нержавеющей стали в работе [17].
Для деформации (144)-монокристаллов характерно формирование зуба текучести и площадки текучести (рис. 1, а, б). Такие особенности обусловлены двумя факторами. Во-первых, механизм образования двойников деформации в стали Гадфильда связан с расщеплением полных дислокаций скольжения а/ 2 (110) на час-
тичные дислокации Шокли а/ 6 (211) [18]. По этой причине дислокационное скольжение всегда предшествует развитию двойникования и предел текучести (144)-мо-нокристаллов обусловлен взаимодействием движущихся дислокаций скольжения (краевых компонент) с атомами внедрения (углеродом), замещения и другими дефектами (кластерами, комплексами атомов и пр.). Факторы Шмида для двойникования в случае растяжения вдоль (144) выше, чем для скольжения (т^/ т81 = = 1.19), а напряжения двойникования, соответственно, ниже. По этой причине переход от скольжения к двойни-кованию сопровождается срывом нагрузки — появлением зуба текучести. Соотношение нормальных напряжений для двойникования и скольжения (верхний и нижний пределы текучести), определенных экспериментально по кривой течения для исходных монокристаллов, составляет стир/ст1о№ = 1.05, стир - ст1о№ = 15 МПа. Это соотношение возрастает до стир/ст1о№ = 1.08, стир = 25 МПа в монокристаллах (144), насы-
щенных водородом (рис. 1, б).
Напряжение двойникования является функцией энергии дефекта упаковки материала у и силы трения
Рис. 6. Изображения поверхности разрушения (144)-моно-кристаллов стали Гадфильда после растяжения в закаленном состоянии (а-в) и после наводораживания (г, д). На рисунке (а) выделены области, с которых получены изображения (б, в). На изображении (д) стрелками отмечены области с ямочным изломом
т^, учитывающей взаимодействие двойникующих дислокаций а/6 (211) с атомами легирующего элемента, дислокациями леса и т.п. [19]: т(да = у/Ь^+т^ где у/Ь — напряжение, необходимое для создания дефекта упаковки; Ь1 — модуль вектора Бюргерса частичной дислокации а/6 (211). Наводораживание не приводит к существенному росту критических скалывающих напряжений для скольжения (рис. 1, а, б), но способствует уменьшению энергии дефекта упаковки сталей [20] и снижению напряжений ^ [21]. Следовательно, напряжение двойникования (на кривых течения оно соответствует должно снижаться при легировании водородом, что и наблюдали экспериментально (рис. 1, б).
Во-вторых, на стадии I деформация реализуется двойникованием в одной системе по аналогии с образованием полос Людерса-Чернова [13]. В отличие от последних, при деформации монокристаллов стали Гад-фильда не происходит формирования явной полосы деформации, на протяжении стадии I рабочая часть образца заполняется двойниками деформации в одной системе гетерогенно, но площадь поперечного сечения
монокристалла постоянна по длине рабочей части образцов для каждой степени деформации. В результате для закаленных монокристаллов на стадии I деформационное упрочнение линейное с коэффициентом 6: = = 575 МПа и обусловлено зарождением и ростом двойников деформации в одной системе и их взаимодействием с дислокациями скольжения. В монокристаллах, насыщенных водородом, коэффициент 6: снижается до =400 МПа в сравнении с закаленными кристаллами (рис. 1, б). Наряду с этим, на кривой течения наводо-роженных кристаллов наблюдаются динамические эффекты — срывы нагрузки (рис. 1, б), которые свидетельствуют о микролокализации сдвига на этой стадии упрочнения. Плотность дислокаций, определенная по электронно-микроскопическим изображениям, слабо изменяется со степенью деформации и не зависит от насыщения стали водородом р ~ 1014 м-2. Двойники в наводороженных монокристаллах распределены менее однородно, формируются двойниковые пакеты. Толщина двойниковых ламелей в пакетах при е = 1 % изменяется слабо при наводораживании (15-60 нм), но при больших степенях деформации е = 15 % двойники заметно толще в наводороженных кристаллах (100200 нм), в отличие от ненаводороженных (20-100 нм). Это свидетельствует об облегчении процессов роста двойниковых ламелей в присутствии водорода в структуре стали Гадфильда.
При переходе к линейной стадии II кривая течения (144)-монокристаллов становится гладкой с высоким коэффициентом упрочнения 6П = 2850 МПа. Зависимость коэффициента деформационного упрочнения от истинного напряжения для (144)-монокристаллов указывает на тот факт, что переход к стадии множественного двойникования происходит при меньших напряжениях для наводороженных кристаллов. Это свидетельствует о латентном упрочнении сопряженных систем сдвига в наводороженных кристаллах или об уменьшении напряжений двойникования в них.
Таким образом, при развитии двойникования в одной системе наводораживание способствует микролокализации сдвига, как это наблюдали ранее для аусте-нитных сталей, деформирующихся скольжением [15]. Это может быть обусловлено двумя факторами — микролокализацией скольжения, которое предшествует развитию механического двойникования в стали Гадфиль-да, и облегчением роста двойниковых ламелей при наво-дораживании. При развитии множественного двойнико-вания влияние наводораживания проявляется слабо. Характеристики деформационного упрочнения (111)-монокристаллов стали Гадфильда слабо изменяются при легировании водородом, где так же, как и при деформации (144)-монокристаллов на линейной стадии II, развивается множественное двойникование.
Монокристаллы (111) не проявляют эффекта статического деформационного старения после выдержки
при комнатной температуре в течение одного месяца. Эти экспериментальные данные находятся в соответствии с данными работы [4], выполненной на поликристаллах стали Гадфильда. Легирование монокристаллов водородом также не приводит к закреплению дислокаций и проявлению статического деформационного старения. Авторы работы [22] показали, что из-за малой дисторсии кристаллической решетки, вызываемой атомом водорода, его связь с дислокацией на порядок слабее, чем у углерода или азота (если водород неподвижен). Дополнительно к экранированию упругих напряжений у дислокаций легирование водородом уменьшает модуль упругости стали, линейное натяжение дислокаций, расстояние между дислокациями и напряжение для активации дислокационных источников [22]. D.P. Abraham и C.J. Altstetter [15] отмечали появление микротекучести и снижение напряжений течения в наводоро-женной аустенитной нержавеющей стали 310s после статического деформационного старения при комнатной температуре. Они объясняли эти эффекты экранированием дислокаций при легировании водородом и отмечали, что формирование атмосфер из атомов водорода препятствует быстрому движению дислокаций, но при этом способствует их подвижности. Эти данные находятся в корреляции с экспериментальными данными настоящей работы о снижении напряжения начала пластического течения при повторном нагружении на-водороженного кристалла и увеличении величины релаксации напряжений при насыщении монокристаллов водородом. Данные работ [15, 22] также позволяют объяснить экспериментально наблюдаемые особенности развитии двойникования на стадии I деформации (144)-монокристаллов стали Гадфильда—экранирова-ние полей дислокаций и уменьшение модуля упругости при наводораживании способствуют микролокализации сдвига, облегчению роста двойников деформации, увеличению толщины двойниковых пластин и формированию двойниковых пакетов.
Экспериментально наблюдаемое уменьшение скорости релаксации напряжений в (111)-монокристаллах стали Гадфильда при легировании водородом тем не менее не подтверждает данные работ [3, 15], авторы которых обнаружили увеличение скорости движения дислокаций скольжения при легировании водородом аустенитной нержавеющей стали 310s и никеля. Этот вопрос требует дополнительного рассмотрения, т.к. при деформации (релаксации) напряжений в (111)-моно-кристаллах стали Гадфильда происходит движение расщепленных дислокаций а/ 2 (110) [7] и описанный эффект снижения скорости релаксации напряжений при наводораживании в большей степени имеет отношение к взаимодействию «водород - дефекты упаковки», чем «водород - дислокации».
После кратковременного старения под нагрузкой (180 с) происходят увеличение напряжения течения
(рис. 3, г) и формирование зуба текучести, но влияние водорода на величину Да мало в силу того, что концентрация основных легирующих компонентов (марганца и углерода) в стали Гадфильда существенно выше, чем водорода, и они определяют эффекты статического старения под нагрузкой. Влияние водорода в данном случае заключается в том, что он облегчает движение дислокаций (дефектов упаковки) за счет экранирования их полей и способствует уменьшению времени tv (рис. 3, б), т.е. способствует более легкому отрыву дислокаций от атмосфер из атомов углерода и марганца, сформированных на дислокациях при старении под нагрузкой.
Если атомы водорода движутся вместе с дислокацией, то они вызывают уменьшение линейного натяжения дислокаций [22], т.е., как и наблюдается в нашем случае при развитии одиночного двойникования, также будут приводить к уменьшению напряжений течения монокристалла. В соответствии с данными работы [15], для дислокационного скольжения площадь активации ДА можно оценить по зависимости релаксации напряжений, используя выражение 8аА/(81п(£ + с)) = = —Т/(ЬДА), где t — время релаксации; с ~ 1; к — постоянная Больцмана; а А — напряжение; Ь — модуль вектора Бюргерса дислокации. Величина площади активации для наводороженного (111)-монокристалла стали Гадфильда ДА = 23Ь2 немного выше, чем для исходного ДА = 19Ь2, но изменение мало, для того чтобы делать выводы об изменении активационных параметров скольжения при наводораживании. Таким образом, эффект статического деформационного старения под нагрузкой не связан с закреплением дислокаций атомами водорода, а определяется прежде всего взаимодействием дислокаций с атомами углерода и марганца, как это было описано для стали Гадфильда в работе [6], но водород влияет на структуру ядра дислокации, подвижность дислокаций (дефектов упаковки) и облегчает их зарождение и движение в кристалле.
Стадийность пластического течения, деформационное упрочнение и однородная деформация монокристаллов стали Гадфильда слабо изменяются при электролитическом насыщении водородом образцов. Тем не менее на поверхности разрушения и боковых поверхностях образцов заметны эффекты наводораживания. Разрушение (111)-монокристаллов стали Гадфильда происходит без образования выраженной шейки, сужение составляет до 50 % в локальных областях (рис. 5, а). После легирования водородом образования шейки не наблюдали (рис. 5, в). На поверхности разрушения исходного (111)-монокристалла видны хрупкие фасетки скола и хрупкие вторичные микротрещины, обусловленные разрушением по сопряженным системам двойнико-вания. В случае наводороженных (111)-кристаллов на поверхности становится больше плоских фасеток квазискола (рис. 5). Это также косвенно указывает на преоб-
ладание одной системы двойникования, т.е. на микролокализацию сдвига в наводороженных образцах.
Для (144)-монокристаллов характер разрушения изменяется от смешанного к преимущественно хрупкому (рис. 6). Разрушение (сколы) происходит по микрополосам сдвига. На это указывает анализ поверхности деформированных образцов (рис. 4) — вблизи области разрушения формируются микро- и макротрещины вдоль микрополос локализованной деформации. На фасетках скола по краям образца, которые соответствуют этим трещинам, виден деформационный рельеф, т.е. растрескивание предшествует макроскопическому разрушению образцов и сопровождается скольжением. Авторы работы [2] наблюдали подобные особенности на поверхностях разрушения наводороженных сталей Fe-12Mn-1.3C и Fe-23Mn-0.6C. Авторы отмечали, что усиленное водородом планарное скольжение способствует формированию высоких напряжений у двойниковых границ и разрушение сопровождается образованием хрупких сколов вдоль двойниковых границ с ярко выраженным рельефом на поверхностях излома.
М. Коуата с соавторами [8] также отмечали, что разрушение поликристаллической TWIP-стали Fe-18Мп-1.2С (мас. %), которую подвергали одноосному растяжению в среде водорода, происходит по границам зерен и границам двойников деформации. Они предположили, что такое поведение обусловлено уменьшением когезии на двойниковых границах в присутствии водорода и высокими напряжениями, возникающими в кристалле при взаимодействии двойникования в нескольких системах одновременно. При разрушении (111)- и (144)-монокристаллов стали Гадфильда формирование трещин происходит вдоль линий и микрополос сдвига (рис. 4, д, е), т.е. напрямую связано с развитием механического двойникования. Но развитие двойникования и усиление склонности к хрупкому разрушению не вызывают деградации прочностных и пластических характеристик (111)- и (144)-монокристаллов стали Гад-фильда.
5. Заключение
Исследовано влияние электролитического наводора-живания на закономерности пластической деформации и разрушения (111)- и (144)-монокристаллов стали Гад-фильда, в которых основным механизмом деформации выступает механическое двойникование. Электролитическое наводораживание в течение 5 ч при плотности тока 100 А/м2 слабо влияет на общие закономерности деформации исследуемых монокристаллов — стадийность пластического течения, пластичность и механизмы деформации не изменяются при насыщении стали водородом. Наводораживание способствует микролокализации сдвига, уменьшению коэффициента деформационного упрочнения и появлению нестабиль-
ности пластического течения при развитии двойникова-ния в одной системе, но при этом слабо влияет на характеристики упрочнения при множественном двойнико-вании.
Насыщение монокристаллов водородом способствует усилению вклада хрупкой составляющей на поверхностях излома, а также вызывает формирование микро-и макротрещин на боковых поверхностях деформированных образцов вблизи зоны разрушения.
Установлены уменьшение скорости релаксации напряжений и увеличение величины релаксации в наводо-роженных монокристаллах (111) (10 % деформации), по сравнению с ненаводороженными образцами, что обусловлено экранированием полей дислокаций и дефектов упаковки атомами водорода.
Авторы статьи благодарны профессору Ю.И. Чум-лякову за монокристаллы стали, предоставленные для исследования, и к.т.н. А.Г. Луневу за помощь, оказанную при исследовании механических свойств стали. Результаты получены при поддержке РФФИ (15-38-20056-мол_а_вед). Работа выполнена с использованием оборудования ИФПМ СО РАН (ЦКП «Нанотех») и НГТУ.
Литература
1. Perng T.-P., Altstetter C.J. Effects of deformation on hydrogen perme-
ation in austenitic stainless steels // Acta Metall. - 1986. - V. 34. -No. 9. - P. 1771-1781.
2. Michler T., Marchi C.S., Naumann J., Weber S., Martin M. Hydrogen environment embrittlement of stable austenitic steel // Int. J. Hydrogen Energy. - 2012. - V. 37. - P. 16231-16246.
3. Birnbaum H.K., Sofronis P. Hydrogen-enhanced localized plasticity —
A mechanism for hydrogen-related fracture // Mat. Sci. Eng. A. -1994.- V. 176. - P. 191-202.
4. Dastur Y.N., Leslie W.C. Mechanism of work hardening in Hadfield manganese steel // Metall. Trans. A. - 1981. - V. 12. - P. 749-759.
5. Saeed-Akbari A., Imlau J., Prahl U., Bleck W. Derivation and variation in composition-dependent stacking fault energy maps based on subregular solution model in high-manganese steels // Metall. Mater. Trans. A. - 2009. - V. 40. - P. 3076-3090.
6. Owen W.S., Grujicic M. Strain aging of austenitic Hadfield manganese steel // Acta Mater. - 1999. - V. 47. - No. 1. - P. 111-126.
7. Chumlyakov Yu.I., Kireeva I.V., Litvinova E.I., Zaharova E.G., Luz-ginova N.V., Vogt J.B., Foct J. Mechanisms of Plastic Deformation and Fracture of Single Crystals of Austenitic Stainless Steels with Nitrogen // Advances in Mechanical Behavior, Plasticity and Damage, Elsevier, 2000. - V. 1. - P. 299-304.
8. Koyama M., Akiyama E., Sawaguchi T., Raabe D., Tsuzaki K. Hydrogen-induced cracking at grain and twin boundaries in an Fe-Mn-C austenitic steel // Scripta Mater. - 2012. - V. 66. - P. 459-462.
9. Koyama M., Akiyama E., Sawaguchi T., Ogawa K., Kireeva I., Chumlyakov Yu., Tsuzaki K. Hydrogen-assisted quasi-cleavage fracture in a single crystalline type 316 austenitic stainless steel // Corros. Sci. -2013. - V. 75. - P. 345-353.
10. Koyama M., Bashir A., Rohwerder M., Merzlikin S. V., Akiyama E., Tsuzaki K., Raabe D. Spatially and kinetically resolved mapping of hydrogen in a twinning-induced plasticity steel by use of scanning Kelvin probe force microscopy // J. Electrochem. Soc. - 2015. -V. 162. - No. 12. - P. C638-C647.
11. Astafurova E.G., Zakharova G.G., Maier H.J. Hydrogen-induced twinning in (001) Hadfield steel single crystals // Scripta Mater. -2010.- V. 63. - P. 1189-1192. - doi 10.1016/j.scriptamat.2010.-08.029.
12. Захарова Е.Г., Киреева И.В., Чумляков Ю.И., Лузгинова Н.В., Литвинова Е.И., Сехитоглу X., Караман И. Влияние концентрации атомов внедрения и старения на свойства монокристаллов стали Гадфильда // Физ. мезомех. - 2001. - T. 4. - № 2. - C. 77-91.
13. Астафурова Е.Г., Чумляков Ю.И. Деформационное упрочнение при двойниковании (111)-, (144)-, (011)-монокристаллов стали Гадфильда // ФММ. - 2009. - T. 108. - № 5. - C. 541-550.
14. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. - М: Металлургия, 1973. - 584 с.
15. Abracham D.P., Altstetter C.J. Hydrogen-enhanced localization of plasticity in an austenitic stainless steel // Metall. Mater. Trans. A. -1995. - V. 26. - P. 2859-2871.
16. Astafurova E.G., Chumlyakov Yu.I., Maier H.J. The effect of aluminum alloying on ductile-to-brittle transition in Hadfield steel single crystal // Int. J. Fract. - 2009. - V. 160. - No. 2. - P. 143-149. - doi 10.1007/s10704-009-9414-8.
17. Igata N., Fujiga T., Yumoto H. Decrease of ductility due to hydrogen in Fe-Cr-Nb austenitic steel // J. Nucl. Mater. - 1991. - V. 179-181. -P. 656-658.
18. Idrissi H., Renard K., Ryelandt L., Schryvers D., Jacques P.J. On the mechanism of twin formation in Fe-Mn-C TWIP steels // Acta Mater. -2010. - V. 58. - P. 2464-2476.
19. Venables J.A. Deformation twinning in face-centered cubic metals // Philos. Mag. - V. 63. - No. 6 - P. 379-396. - doi 10.1080/ 14786436108235892.
20. Pontini A.E., Hermida J.D. X-ray diffraction measurement of the stacking fault energy reduction induced by hydrogen in an AISI 304 steel // Scripta Mater. -1997. - V. 37. - No. 11. - P. 1831-1837.
21. Bernstein I.M. The effect of hydrogen on the deformation of iron // Scripta Metall. - 1974. - V. 8. - P. 343-350.
22. Gavriljuk V.G., Shivanyuk V.N., Shanina B.D. Change in the electron structure caused by C, N and H atoms in iron and its effect on their interaction with dislocations // Acta Mater. - 2005. - V. 53. - P. 50175024.
Поступила в редакцию 17.05.2016 г.
Сведения об авторах
Астафурова Елена Геннадьевна, д.ф.-м.н., доц., внс ИФПМ СО РАН, elena.g.astafurova@gmail.com
Майер Галина Геннадьевна, к.ф.-м.н., мнс ИФПМ СО РАН, galinazg@yandex.ru
Мельников Евгений Васильевич, асп. ИФПМ СО РАН, meLnickow-jenya@yandex.ru
Москвина Валентина Александровна, студ. ТПУ, valya_moskvina@mail.ru
Войцик Валентина Федоровна, студ. ТПУ, vvfsav91@gmail.com
Захаров Геннадий Николаевич, техник ТГУ, zakharovgn@yandex.ru
Смирнов Александр Игоревич, к.т.н., доц. НГТУ, micros20t@mail.ru
Батаев Владимир Андреевич, д.т.н., проф., зам. зав. каф. НГТУ, vabataev@yandex.ru
