ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 97, № 6, с. 98-108
УДК 669.15-194.5556:548.24
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
О ВЗАИМОСВЯЗИ ПРОЦЕССОВ ДВОЙНИКОВАНИЯ е-МАРТЕНСИТА И СДВИГОВ ПО ПЛОСКОСТЯМ (111}у В СТАЛЯХ С НИЗКОЙ ЭНЕРГИЕЙ ДЕФЕКТОВ УПАКОВКИ АУСТЕНИТА
© 2004 г. Ю. Р. Немировский*, М. С. Хадыев*, Г. М. Русаков**
*Уральский государственный технический университет, 620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19 **Институт физики металлов УрО РАН, 620219 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 23.10.2003 г.
Рассмотрена взаимосвязь процессов двойникования в пластинах е-мартенсита с деформационными процессами в окружающем аустените. Экспериментально обнаружено четыре варианта взаимосвязи {102}е-двойников с плоскостью аустенита {111}^, "пересекающей" плоскость габитуса пластины е-мартенсита. Предложено объяснение наблюдаемых для этих вариантов различий вероятности двойникования. Установлен фактор, контролирующий возникновение {101}е-двойников. Оценена роль внешней нагрузки и особенностей структуры сталей в двойниковании е-мартенсита.
Как известно, свидетельством и следствием низкой величины энергии дефектов упаковки (ЭДУ) аустенита в сталях является образование при охлаждении или деформации аустенита (у) пластин мартенситной е-фазы с гексагональной кристаллической решеткой и с габитусом {111}у || (001)е. Образование пластин е-мартенсита при деформации метастабильных сталей является результатом сдвигов {111} (211 )у и упорядоченного расположения возникающих при таких сдвигах дефектов упаковки аустенита.
В случае одноосной деформации аустенитных сталей число различных ориентировок е-пластин, их объемная доля и характерная толщина в каждом зерне аустенита для конкретной температуры деформации Т < М~'а ^е определяются прежде всего соотношением величин факторов Шмида ^ для систем сдвига {111} (211 )т (М\ ^е - температура начала мартенситного превращения у —»- е при деформации). Протяженные пластины е-фазы фрагментируют аустенит. При этом возникающие на более ранних стадиях деформации и имеющие наибольшую толщину первичные е-плас-тины, габитус которых параллелен плоскости {111} т с максимальным значением являются эффективным препятствием развитию сдвигов (и, в частности, увеличению толщины е-пластин) по плоскостям {111} т с более низкими значениями К С увеличением степени деформации происходит локализация деформационных процессов в пределах пересекающихся пластин е-мартенсита, между которыми вплоть до предельных деформаций сохраняется слабо деформированный аустенит. К числу таких деформационных процессов в
сплавах соответствующего химического состава относится не только образование кристаллов а'-мартенсита, но также и двойникование е-мартенсита с плоскостью двойникования {102} е [1].
В двухфазных (у + е)-сплавах типа Г20 (Бе-~20%Мп) было обнаружено два варианта деформационного двойникования е-мартенсита. Основной вариант соответствует плоскостям двойникования {102} е и идентичен наблюдавшемуся в ме-тастабильной аустенитной стали 30Х12Г23 с деформационным превращением у —»- е [2]. При деформации вблизи температуры начала обратного превращения е —► у наряду с преобладающими {102}е-двойниками возникают и двойники типа {101}е [3, 4]. Вопрос о взаимосвязи двойникования е-мартенсита с деформационными процессами в окружающем аустените не был ранее рассмотрен с достаточной полнотой. Решение этой задачи было целью данной работы.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА
После закалки сталь 30Х12Г23 имеет полностью аустенитную структуру, а стали типа Г20 (~20%Мп) содержат ~50-70% е-мартенсита. Деформацию осуществляли квазистатическим одноосным растяжением цилиндрических образцов, из рабочей части которых перпендикулярно продольной оси (оси растяжения) вырезали плоские заготовки для последующего их утонения и электронно-микроскопического исследования структуры. Отклонение нормали к плоскости заготовки от оси растяжения не превышало 3°.
При кристаллографическом анализе полученной электронно-микроскопической информации использовали аналитическое описание ориента-
ционных соотношений (ОС) фазовых и структурных составляющих [5]. Для кристаллических решеток у- и е-фаз в качестве стандартного (первого) принят вариант ОС, для которого (111)y || (001)е1,
[011 ]y || [100]е1. Матрицы ОС для всех четырех ориентировок е-фазы, возможных в одном зерне аустенита, приведены в [5].
Для двойников типа {1 0 1}е1 и {1 0 2}е1 в качестве стандартных приняты системы двойникова-
ния (101)е1[ 212 ]е1 и (102)е1[ 211 ]е1 (нормали к плоскостям двойникования направлены в сторону двойникуемого объема, величины сдвигов при cjae = 1.61 равны соответственно +0.122 и +0.146). Базис в решетке двойника (ед1) получали поворотом базиса е1 на 180° вокруг нормали к плоскости двойникования. Матрицы ОС для всех шести пространственно различных ориентаций {101}е1 или {102}е1-двойников (е^, i = 1^6), принципиально возможных в решетке е1-пластины, вычислены в [6]. При представлении результатов нижний индекс указывает номер варианта ОС согласно [6].
При электронно-микроскопическом исследовании не использовали гониометр, т.е. плоскость исходной заготовки была перпендикулярна электронному пучку и параллельна плоскости изображения микроскопа. Влияние внешней нагрузки на образование конкретных ориентировок е-двой-ников оценивали, вычисляя значения фактора Шмида для систем двойникующего сдвига и систем сдвига {111}(211)y. При этом за направление растяжения принимали нормаль к поверхности фольги.
Для ряда микродифракционных картин наблюдаемые положения следов плоскостей {111} y || (001)ei на поверхности изучаемого участка фольги заметно отличались от их расчетного положения, что могло быть обусловлено изгибом тонких краев фольги при ее окончательном электролитическом утонении. В таких случаях кристаллографические индексы нормали к реальной поверхности фольги (т.е. индексы оси растяжения), необходимые для анализа влияния внешней нагрузки на возникновение конкретных ориентировок е-двойников или идентификации двойников с привлечением следов плоскостей двойникования, получали с помощью методики [7]. Соответствующими расчетами проверяли также отсутствие в анализируемых участках фольги возможных в закаленных сталях с низкой ЭДУ аустенита двойников отжига с габитусом {111}y, наличие которых могло искажать результаты следового анализа.
РЕЗУЛЬТАТЫ
1. Соотношение кристаллографических элементов кристаллических решеток при двойниковании е-мартенсита
В табл. 1 приведены результаты расчетов соотношения кристаллографических элементов в различных кристаллических решетках: исходного аустенитного зерна у, первичной пластины е-мар-тенсита (е1) с габитусом (111)т || (001)е1 и е-двойни-ков (е^) в е1-пластине, представляющие наибольший интерес для рассмотрения вопросов взаимосвязи процессов двойникования е-мартенсита со сдвигами в аустените и е-фазе. Расчеты выполнены для двух выявленных в наших экспериментах типов двойникования е-мартенсита на основании приведенных выше ОС решеток у, е1 и е^. Целочисленные индексы плоскостей и направлений аустенита в столбце 2 табл. 1 соответствуют "идеальной" решетке е-фазы (се/ае = 1.633...), но они пригодны и для типичного в рассматриваемых сплавах с¡/ае ~ 1.61, поскольку вызванные таким изменением се/ае отклонения ориентаций не превышают 0.5 град. Приведенные в столбце 3 плоскости с целочисленными индексами, отклонены на углы менее 0.7 град от плоскостей, которые получены при расчете для се/ае ~ 1.61-1.633. Данные столбца 4 от величины с1/ае не зависят.
Независимо от типа двойникования для каждой ориентировки е-двойников одной зоне <110), || || <100)е1 || <100>ед принадлежат четыре кристаллографические плоскости: две плоскости (111^ в аустените, из которых одна параллельна габитус-ной (базисной) плоскости пластины е^, а другая пересекает ее; плоскость двойникования (101} е1 или (102}е1; базисная плоскость (001)ед в е-двойни-ке. Конкретные индексы соответствующей оси зоны и плоскостей приведены в столбцах 4 и 2 табл. 1.
Каждой оси зоны <110), и связанной с ней плоскости (111}р "пересекающей" егпластину, соответствуют две ориентировки ед (см. пары ориентировок № 1 и 4, 2 и 5, 3 и 6), которые различаются поворотом на 180° вокруг направления [001]е || [111]г Последнее означает кристаллографическую идентичность этих ориентировок не только относительно решетки ех-пластины, но и относительно аустенита в том случае, если одна из двух ед-ориентировок связывается с решеткой исходного аустенита, а вторая - с решеткой у-двойника по плоскости (111)т || (001)е1. Ориентировки кристаллических решеток ед-двойников № 1, 3, 5, а также № 2, 4, 6 кристаллографически идентичны относительно гЦК-решетки исходного аустенита, поскольку они различаются поворотами на 120° вокруг направления [001]е1, параллельного (для действующего ОС решеток е- и у-фаз) оси симметрии третьего порядка в направлении [111]т
Таблица 1. Соотношения кристаллографических элементов кристаллических решеток е- и у-фаз при двойнико-вании пластины е-мартенсита по плоскостям {102}е и {101} е
№ системы двойникования по [6] Система двойникования е^пластины и параллельная ей система сдвига в аустените у Плоскость в у параллельная (001)ед Ось зоны (110)у/"пересекающая" плоскость {111}^
1 2 3 4
А Двойникование по плоскостям {102} е1
1 (1 0 2)[2 1 1]е 1II (1 7 1)[7 2 7]^ ~(3 7 3 )у [ 1 0 1]у/(1 1 1)у
2 (0 1 2)[ 1 2 1] е 1II (1 5 5)[10 1 1]у ~(19 11 11)у [0 1 1 ]у/( 1 1 1)у
3 (1 1 2)[1 1 1]е 1II (1 1 7)[7 7 2 ]у ~(3 3 7)у [1 1 0]у/(1 1 1 )у
4 (1 0 2)[2 1 1]е1 II (5 1 5)[1 10 1]у ~(11 19 11)у [ 1 0 1]у/(1 1 1)у
5 (0 1 2)[1 2 1]е1 II (7 1 1)[ 2 7 7]у ~(7 3 3 )у [0 1 1 ]у/( 1 1 1)у
6 (1 1 2)[ 1 1 1]е1 II (5 5 1 )[1 1 10]у ~(11 11 19 )у [1 1 0]у/(1 1 1 )у
Б Двойникование по плоскостям {101}е1
1 (1 0 1)[2 1 2 ]е1 II (1 11 1 )[ 11 2 11 ]у ~(9 5 9 )у [ 1 0 1]у/(1 1 1)у
2 (0 1 1)[1 2 2 ]е1 II (5 7 7)[ 14 5 5 ]у ~(41 1 1)у [0 1 1 ]у/( 1 1 1)у
3 (1 1 1)[ 1 1 2 ]е1 II (1 1 11)[ 11 11 2 ]у ~(9 9 5)у [1 1 0]у/(1 1 1 )у
4 (1 0 1)[ 2 1 2 ]е1 II (7 5 7)[ 5 14 5 ]у ~(1 41 1)у [ 1 0 1]у/(1 1 1)у
5 (0 1 1
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.