Исследование локализации деформации на начальных стадиях пластического течения высокомарганцовистой стали

Введение

Определенные перспективы в понимании природы локализации деформации могут быть связаны с автоволновыми представлениями о пластичности [1, 2]. В работах [3 – 6] показано, что деформационные процессы в материалах сосредоточены в очагах локализации деформации, самопроизвольно образующих упорядоченную эволюционирующую деформационную структуру. Эта структура существует в форме автоволн локализованного пластического течения, а паттерн является проекцией автоволн на поверхность дефор­мируе­мого образца [1].

В физике пластичности в экспериментальных исследованиях главных закономерностей и особенностей пластической деформации традиционно [7] используются монокристаллы. Отсутствие в них границ зерен и постоянство свойств по всему объему позволяют в этом случае наиболее точно представить основные элементы кристаллографии скольжения, выделить стадии процесса и связать их с особенностями дефектной структуры и ее эволюцией [8]. Сравнительные испытания, проведенные на монокристаллах с разными кристаллическими решетками, позволяют также установить принципиальное различие в кристаллографии скольжения и закономерностях деформационного упрочнения, характерных для кристаллов, принадлежащих разным сингониям.

В настоящей работе получены данные о паттернах локализованной пластичности для сплава Fe – 13 % Mn – 1,03 % C. Использование монокристаллов высокомарганцовистых (13 % Mn) аустенитных сталей (сталь Гадфильда [9, 10]) вызвано тем, что за счет выбора ориентации оси растяжения в таких монокристаллах возможна смена механизма деформации от дислокационного скольжения к двойникованию [11, 12]. При этом возникает возможность сравнения картин локализованной деформации при работе разных деформационных механизмов.

Материалы и методы исследования

Эксперименты были выполнены на монокристаллических образцах высокомарганцовистой аустенитной стали Fe – 13 % Mn – 1,03 % C, которые гомогенизировали в инертном газе при 1373 К, а затем закаливали в воде после выдержки в течение 1 ч от той же температуры 1373 К. Были исследованы образцы следующих ориентаций: \([\bar{3}77]\), \([\bar{3}55]\), \([\bar{1}11]\), \([012]\), \([\bar{1}23]\). Индексы рабочей плоскости \((011)\). Сталь Гадфильда с разным содержанием атомов углерода имеет ГЦК структуру, не испытывает мартенситных превращений, деформируется скольжением и механическим двойникованием в широком интервале температур (Т = 233 ÷ 573 К) с высоким значением коэффициента деформационного упрочнения [13 – 15]. Причину сильного деформационного упрочнения связывают обычно с развитием механического двойникования [16 – 20], при этом эффективным механизмом упрочнения является пересечение двойников, образующихся в нескольких системах одновременно [9, 10]. В отличие от низкопрочных ГЦК чистых металлов и сплавов в кристаллах стали Гадфильда с самого начала пластического течения при Т ≈ 300 К наблюдается двойникование в ориентациях, для которых отношение факторов Шмида двойникование/скольжение больше 1. Это означает, что упрочнение атомами углерода оказывает бóльшее сопротивление движению дислокаций скольжения, чем двойникования. В монокристаллах стали Гадфильда вид кривых течения, коэффициент деформационного упрочнения, протяженность стадий упрочнения и механические характеристики зависят от ориентации оси растяжения кристаллов [11, 12].

Механические испытания на одноосное растяжение при комнатной температуре со скоростью 1,2·10^–4 с^–1 плоских образцов 30×5×1,5 мм сочетались с регистрацией и анализом паттерна локализованной пластич­ности, как и в работах [3 – 6], начиная с предела текучести периодичностью 15 с (через 0,2 % общей деформации). Методика регистрации и расшифровки спеклограмм, основанная на использовании двухэкспозиционной спекл-фотографии, позволяет восстанавливать поле векторов смещения и вычислять компоненты тензора пластической дисторсии, что существенно обогащает информацию о закономерностях пластического течения. Детали и возможности такой методики описаны в работе [1]. Микроструктура исследуемых монокристаллов подробно исследована в работах [11, 12].

Результаты исследований

В монокристаллах стали Гадфильда, ориентированных вдоль направления \([\bar{3}77]\), существование «зуба» и площадки текучести связаны с зарождением и распространением по кристаллу полосы Людерса, состоящей из двойников деформации в первичной системе двойникования \([\bar{2}11](111)\) с максимальным фактором Шмида m₁ = 0,5. Металлографический анализ следов двойникования на рабочей поверхности таких образцов на стадии I (площадка текучести) показал, что они наклонены к оси образца под углом φ = 35°. Картина распределений локальных удлинений ε_xx на стадии I представляет собой движущуюся одиночную зону локализованной деформации (рис. 1, а). Данные, представленные на рис. 1, а в виде карты, где светлым областям соответствуют большие значения ε_xx , показывают, что эта зона локализации наклонена к продольной оси образца под углом φ = 40 ± 5°, определенным по координатам максимумов ε_xx . Данный факт обусловлен действием первичной системы двойникования, следы от которой, как указано выше, наклонены к оси \([\bar{3}77]\) под углом φ = 35°.

Картина локализации деформации в монокристаллах, ориентированных вдоль направления \([\bar{3}55]\), на площадке текучести оказалась аналогичной описанной выше для случая ориентации оси растяжения \([\bar{3}77]\) и также представляла собой движущийся одиночный деформационный фронт локализованной деформации. Поскольку ориентация \([\bar{3}55]\) находится в стандартном стереографическом треугольнике между двумя предельными случаями \([\bar{1}11]\) и \([\bar{3}77]\), то деформационная кривая таких образцов помимо площадки текучести (стадия I ) содержит стадию с малым, но отличным от нуля коэффициентом деформационного упрочнения, соответствующую стадии легкого скольжения при дислокационной деформации. На этой стадии удалось наблюдать разделение очагов локализованной деформации. Как видно (рис. 1, б), от первичного очага деформации отделяется еще один фронт локализованной пластичности (представлена полутоновая карта распределений локальных удлинений, где светлым областям соответствуют большие значения ε_xx). Видно, что две зоны локализации деформации наклонены к продольной оси образца под углом φ = 40 ± 5°, определенным по координатам максимумов ε_xx (рис. 1, б). Это обусловлено действием преобладающей системы двойникования \([\bar{2}11](111)\), следы от которой наклонены к оси \([\bar{3}55]\) под углом φ = 35°.

В монокристаллах, ориентированных вдоль направления \([\bar{1}11]\), развитие деформации происходит пре­имущественно за счет одной системы двойникования \([\bar{2}11](111)\) с максимальным фактором Шмида m₁ = 0,314. Металлографический анализ следов двойникования на рабочей поверхности образцов показал, что они наклонены к оси образца под углом φ = 25°. Распределения локальных удлинений на стадии легкого скольжения данных монокристаллов представляли собой совокупность четырех расположенных на одинаковых расстояниях широких деформационных зон, которые синхронно перемещались вдоль образца. На рис. 2, а показано распределение продольной компоненты ε_xx по образцу монокристалла стали Гадфильда, характерное для стадии линейного упрочнения. Такое распределение представляет собой совокупность расположенных на расстояниях 5,0 ± 1 мм зон локализации деформации. Рис. 2, а в виде полутоновой карты (где светлым областям соответствуют большие значения ε_xx) демонст­рирует, что эти зоны наклонены к продольной оси образца так же, как и на стадии легкого скольжения. Углы наклона этих зон к оси растяжения, определенные по координатам максимумов ε_xx (рис. 2, a), состав­ляют φ = 20 ± 5°. По-видимому, данный факт обусловлен действием системы двойникования \([\bar{2}11](111)\), следы от которой, как указано выше, наклонены к оси \([\bar{1}11]\) под углом φ = 25°. В монокристаллах, ориентированных вдоль направлений \([\bar{3}77]\) и \([\bar{3}55]\), на стадиях линейного упрочнения наблюдалась аналогичная картина локализации деформации в виде совокупности пяти расположенных на расстояниях 5,0 ± 1 мм зон локализации деформации.

В монокристаллах, ориентированных вдоль направления \([012]\), высокий фактор Шмида (~0,49) соответствует двум системам скольжения: \([\bar{1}01](111)\) и \([\bar{1}0\bar{1}](\bar{1}11)\). Следы скольжения на рабочей поверхности образца при действии этих систем должны быть наклонены к направлению растяжения под углами 51 и 161°. Оптическая микроскопия выявила следы активной системы скольжения \([\bar{1}01](111)\) на стадии легкого скольжения, наклоненные к оси образца на угол 47°. На рис. 2, б показано распределение продольной компоненты ε_xx по образцу с ориентацией оси вдоль \([012]\), характерное для стадии легкого скольжения. Оно представляет собой движущуюся широкую одиночную зону локализованной деформации, состоящую из двух связанных очагов. На рис. 2, б представлена полутоновая карта распределений локальных деформаций для данного случая, где светлой области соответствуют большие значения ε_xx. Видно, что эта зона наклонена к продольной оси образца под углом φ = 50 ± 5°. По-видимому, данный факт обусловлен действием первичной системы скольжения \([\bar{1}01](111)\), следы от которой, как указано выше, наклонены к оси под углом φ₁ = 47°.

Для монокристаллов с осью растяжения \([\bar{1}23]\) дислокационное скольжение также с начала течения происходит в одной системе \([\bar{1}01](111)\). На металлографичес­ком шлифе следы скольжения в ней составляют с осью образца угол 65°.

Картина макролокализации деформации на стадии легкого скольжения представляла собой две движущиеся широкие деформационные зоны (рис. 3, а). Из полутоновой карты распределений локальных удлинений ε_xx (рис. 3, а) видно, что эти зоны локализованной деформации наклонены к продольной оси образца под углом φ = 60 ± 5°, что обусловлено действием первичной системы скольжения \([\bar{1}01](111)\). Дальнейшее деформирование этих кристаллов приводило к смене действующего механизма деформации от дислокационного скольжения к двойникованию на стадии линейного упрочнения. Упрочнение кристаллов в этом случае связано с развитием двойникования вначале в одной, а затем в нескольких системах. Картина локализации деформации на стадии линейного упрочнения представляет собой движение на одинаковых (6,0 ± 1 мм) расстояниях четырех зон локализованной деформации (рис. 3, б). На полутоновой карте распределений локальных деформаций для данного случая светлым областям соответствуют большие значения ε_xx. Видно, что четыре зоны наклонены к продольной оси образца под углом φ = 120 ± 5° (рис. 3, б). На данных этапах деформирования трудно выявить преобладающую систему скольжения или двойникования и связать с нею наклон очагов.

Можно предположить, что угол наклона зон локализации задается действующей системой двойникования \([\bar{2}11](111)\), как и в случае деформирования образцов монокристаллов с ориентациями осей растяжения \([\bar{1}11]\) и \([\bar{3}77]\), в которых на стадии линейного упрочнения наб­людается преимущественное развитие двойникования в этой системе.

В ходе исследований локализации пластической деформации на стадии легкого скольжения были обнаружены существенные различия в характере макролокализации пластической деформации в исследуемых монокристаллических образцах. Все наблюдавщиеся в этих случаях картины локализации деформации можно разделить на два типа. Первый тип локализации деформации соответствует зарождению на верхнем пределе текучести и дальнейшему распространению фронта деформации, который поэтапно переводит материал образца из недеформированного состояния в деформированное. При втором типе локализации на стадии легкого скольжения происходит синхронное движение по образцу нескольких очагов деформации. Движение их может быть однонаправленным и встречным, а скорости как одинаковыми, так и отличными друг от друга. В качестве причины различия двух типов локализации макродеформации на стадии I (легкого скольжения и площадке текучести) может обсуждаться число активных систем скольжения или двойникования при растяжении исследованных монокристалов на основании кристаллографического анализа и металлографических исследований. 

 Выводы

Выполнены исследования паттернов локализованной деформации монокристаллов высокомарганцовистой стали с использованием методики спекл-фотографии. Установлено, что пространственная ориентация зон макро­скопической локализованной деформации по отношению к оси растяжения монокристалличес­кого образца определяется кристаллографическими парамет­рами, совпадая со следами действующих систем скольжения или двойникования, имеющих максимальные значения факторов Шмида, на плоскости наб­людения очагов. Показано, что каждый из активных очагов локализованной пластической деформации есть совокупность действующих в период времени, соответствующий регистрации полей векторов смещения, сдвигов по плоскостям скольжения монокристаллов с максимальными факторами Шмида или совокупность двойников деформации, также удовлетворяющих этому условию.

Анализ локальных распределений позволяет утверждать, что число активных очагов локализованной пластической деформации, действующих на стадии легкого скольжения исследованных монокристаллов, определяется числом действующих при заданной кристаллографической ориентировке систем скольжения или двойникования. В случае монокристаллов, ориентированных для синглетного скольжения, возникает только один очаг локализованной пластичности. При мультиплетном скольжении одновременно сосуществуют два или более очагов, ориентация каждого из которых соответствует одной из активированных систем скольжения.