Процессы Людерса и Портевена–Ле Шателье в аустенитно-мартенситной TRIP-стали

Введение

Использование автоволновой концепции для описания деформации Людерса в малоуглеродистой стали оказалось продуктивным [1]. Эта концепция позволила установить нелинейный вид зависимости скорости фронтов Людерса от скорости деформирования и выяснить причины этой нелинейности. Известно, что на микроскопическом уровне в малоуглеродистой стали возникновение полос Чернова–Людерса (ПЧЛ) обусловлено двумя конкурирующими процессами: термически активируемым движением дислокаций, где основными барьерами являются дислокации «леса», и их дополнительным торможением за счет осаждения на подвижных дислокациях атомов примесей внедрения (эффект динамического деформационного старения) [2 – 4]. Однако существуют материалы (например, сплавы с памятью формы и ряд сталей с метастабильной фазовой структурой), в которых формирование ПЧЛ на микроуровне связано не с дислокационными процессами, а с деформационно-индуцированным фазовым превращением [5 – 8]. Возникает вопрос, насколько применима автоволновая концепция пластического течения в этом случае.

Следуя потребностям технологической практики, разработка представлений о механизмах развития термоупругих фазовых превращений способствовала созданию TRIP-сталей (transformation induced plasticity), которые обладают высокой прочностью при значительной пластичности. К этому классу сталей относятся метастабильные аустенитно-ферритные [8] и аустенитно-мартенситные стали [9]. Степень реализации TRIP эффекта определяется характером изменения объемной доли метастабильного аустенита во время механической обработки. Этот процесс зависит от многих параметров, например, от ориентации кристаллической решетки, от температуры, от скорости деформирования, от степени наклепа, от неоднородности распределения легирующих элементов [10 – 13]. Так, авторы работы [12] показали, что разная стабильность аустенита в аустенитно-ферритных TRIP-сталях является следствием неоднородного распределения марганца. В работе [9] показано, что стабильность аустенита в аустенитно-мартенситной TRIP-стали меняется в зависимости от величины обжатия при «теплой» прокатке. Если степень наклепа аустенитной фазы большая, то превращение протекает при высоких напряжениях и полностью завершается на площадке текучести. Если наклеп не велик, а предел текучести низкий, то на площадке текучести происходит превращение только небольшой части аустенита в мартенситную фазу. Переход в оставшихся аустенитных зернах реализуется на последующих стадиях кривой нагружения по механизму формирования и распространения полос Портевена–Ле Шателье (ПЛШ). В работе [14] отмечено, что фронты ПЧЛ и фронты полос ПЛШ представляют собой разные автоволновые моды. Так как процессы формоизменения в аустенитно-мартенситных TRIP-сталях протекают путем термоупругого превращения немагнитного аустенита в магнитную мартенситную фазу, целью настоящей работы является исследование кинетики фронтов локализованной пластической деформации одновременно с установлением закономерностей накопления мартенсита по величине намагниченности материала.

Материалы и методы (методика) исследований

Исследования проводились на образцах TRIP-стали ВНС9-Ш (23Х15Н5АМ3-Ш). Пластины толщиной 1 мм в состоянии поставки подвергались аустенитизации (закалке) с выдержкой в течение τ = 1 ч при температуре Т = 1400 К и охлаждением в воде. Затем проводилась многопроходная теплая прокатка при температуре 620 К с обжатием 40 %. После аустенитизации сталь обладает низким пределом текучести (σ_0,2 = 250 МПа) и высокой пластичностью (δ = 27 %). Наклеп при прокатке почти в три раза повышает предел текучести (σ_0,2 = 735 МПа), а пластичность при этом понижается до 20 %. В дальнейшем аустенитизированное состояние обозначено 1, а прокатанное – 2. Химический состав стали ВНС9-Ш следующий (по массе): 0,25 % C; 14,5 – 16,0 % Cr; 4,8 – 5,8 % Ni; 2,7 – 3,2 % Mo; 0,03 – 0,07 % N; ≤1 % Mn; ≤0,6 % Si; ≤0,01 % S; ≤0,015 % P.
Электроискровым методом из заготовок были вырезаны образцы типа «двойная лопатка» с размерами рабочей части 40×6 мм. Образцы испытывали на одноосное растяжение при комнатной температуре на универсальной испытательной машине Walter + Bai AG, серии LFM 125. Скорость перемещения подвижного захвата (V_mach) составляла 0,4 мм/мин, что обеспечивало скорость деформирования 1,67·10\(^–\)⁴ с\(^–\)¹.

В процессе растяжения производили последовательную запись цифровых изображений деформируемого образца подобно тому, как это описано в работе [1]. Зафиксированную серию изображений использовали с целью выявления очагов локализации деформации и анализа кинетики их перемещений традиционным методом корреляции цифровых изображений (DIC) [15]. По полученным массивам данных строили хронограммы [1; 16], которые позволяли обнаруживать области зарождения, движения и аннигиляции фронтов локализованной деформации.

Изменения содержания мартенсита в образцах определялись in situ по результатам измерения намагниченности материала на многофункциональном вихретоковом приборе MВП-2М. Использование метода магнитных измерений позволяет количественно определять объемную долю магнитной фазы без необходимости приостанавливать механические испытания. Датчик магнитных измерений в течение всего времени нагружения контактировал с рабочей частью образца. Диаметр щупа датчика – 2 мм.

Результаты исследований

На рис. 1 представлены деформационные кривые σ(ε) и соответствующие им изменения коэффициента деформационного упрочнения θ(ε) = dσ/dε(ε) в образцах в состояниях 1 и 2. Совместный анализ этих двух зависимостей позволил выделить пять характерных участков: I, II, III_i, III_d, III_j. Участок I (0 – t₁) соответствует упругому нагружению и микропластичности (для состояния 1 на зависимости θ(ε) он не показан. Участок II (t₁ – t₂) включает в себя слабо выраженный зуб и несовершенную площадку текучести (pseudo-plateau по терминологии работы [16]). После участка II начинается нелинейная стадия III с положительным коэффициентом упрочнения. На участке III_i (t₂ – t₃) коэффициент упрочнения возрастает от нуля до максимального значения. Участок III_d (t₃ – t_δ) характеризуется снижением коэффициента упрочнения от максимального значения до нуля. Фактически участок III_d соответствует традиционной параболической деформационной кривой, которая обычно описывается уравнением Холломона–Людвика σ = σ₀ + Kε\(^{n}\) (n < 1) (где K – коэффициент деформационного упрочнения; n – показатель деформационного упрочнения). В аустенитизированном состоянии 1 на фоне этой кривой наблюдаются скачки напряжения (участок III_j, t_j – t_δ). В таблице приведены значения времени и деформации, соответствующие границам стадий и участков.

Магнитные измерения в ходе испытаний образца на растяжение позволили описать процесс накопления мартенситной фазы и, соответственно, уменьшение объемной доли метастабильного аустенита. В ходе деформирования содержание аустенитной фазы в стали в состоянии 1 уменьшилось с 93 % примерно до 30 %, а в состоянии 2 – с 80 % примерно до 40 % (рис. 2).

Как установлено в работе [17], деформация TRIP-сталей развивается локализованно путем формирования и движения деформационных фронтов. В представляемой работе удалось показать, что кинетика деформационных фронтов согласована не только со стадиями кривой упрочнения, но и с изменениями фазового состава.

На рис. 3 показаны начальные части хронограмм движения деформационных фронтов в TRIP-стали в состояниях 1 и 2. Хронограммы ограничены временем 810 с (состояние 1) и 1150 с (состояние 2) в связи с тем, что амплитуды деформации фронтов в зоне разрушения намного выше, чем на pseudo-plateau, что создает резко неоднородный контраст и усложняет восприятие фронтов на начальном этапе деформирования. Видно, что на всех участках, кроме участка I, происходит движение фронтов локализованной деформации. На стадии pseudo-plateau в обоих состояниях формируются ПЧЛ (обозначены A, B, C и A, B, C, D, Е для состояний 1 и 2 соответственно).

Хронограмма рис. 3, а (состояние 1) демонстрирует, что на зубе текучести в момент времени t₁ зародилась А полоса Людерса. Полосы B и C сформировались позднее. Фронты (границы) этих полос попарно движутся навстречу друг другу и аннигилируют в момент времени t₂. К этому моменту все рабочее пространство образца перешло в пластически деформированное состояние. Области аннигиляции фронтов Людерса в дальнейшем играют очень важную роль.

На всех участках нелинейной стадии III также происходит движение фронтов локализованной деформации (рис. 3, а). Но вначале они зарождаются и распространяются в пределах, ограниченных зонами аннигиляции фронтов Людерса. Движение деформационных фронтов на стадии III происходит так, что в целом они проходят весь образец по нескольку раз. Когда начинается участок III_j, области аннигиляции фронтов Людерса перестают играть роль границ для движения деформационных фронтов на стадии III.

В состоянии 2 (рис. 3, б) на участке pseudo-plateau ситуация подобна описанной для состояния 1 за исключением того, что зарождается больше ПЧЛ. Зоны аннигиляции фронтов Людерса также играют роль ограничителей для движения деформационных фронтов на III стадии. Однако здесь такие фронты движутся только до момента времени примерно 700 с. В дальнейшем локализация деформации на макроуровне отсутствует до начала образования шейки разрушения при t_δ = 1214 c.

Ранее в работе [17] было сделано предположение, что наблюдаемые фронты локализованной деформации обусловлены развитием фазового превращения γ → α′. Если это предположение справедливо, то накопление мартенситной фазы должно коррелировать с кинетикой фронтов деформации. На рис. 3 горизонтальными синими линиями отмечены координаты закрепления датчика магнитных измерений на рабочей части образца, цифрами обозначены моменты прохождения фронтов локализованной деформации через эту координату. Когда деформационный фронт проходит через указанную точку, скорость накопления деформации dε/dt в ней резко возрастает, что можно видеть на рис. 4. Момент времени 1 (состояние 1) соответствует (рис. 4, а) прохождению через щуп магнитного датчика фронта А полосы Людерса, а остальные (2 – 10) – прохождению фронтов локализованной деформации на стадии III.

На рис. 4, а также представлена зависимость скорости накопления мартенситной фазы от времени в состоянии 1. Четко видно, что прохождению фронта А полосы Людерса в момент времени 1 соответствует максимум скорости образования магнитной фазы α′-мартенсита. По оценкам на pseudo-plateau образуется до 10 % магнитной фазы. Остальное превращение γ → α′ происходит в основном на нелинейном участке III_i в условиях возрастающего коэффициента упрочнения. Здесь тоже максимумам скорости образования мартенсита соответствуют моменты времени 2 – 10, когда через щуп проходят деформационные фронты. Наибольшие скорости превращения наблюдаются в моменты прохождения фронтов 5 – 8. В целом, на участке III_i образуется примерно 50 % мартенситной фазы. С началом участка III_d (t₃ = 545 c) скорость превращения резко уменьшается, а соответствие между временем прохождения деформационных фронтов и максимумом скоростей γ → α′ превращения нарушается. К началу участка III_j (t_j = 1050 c) скорость γ → α′ превращения становится практически нулевой (рис. 4, а), а содержание α′-мартенсита достигает 69 % и далее почти не меняется (рис. 2). При этом деформационные фронты продолжают распространяться, а их амплитуды даже увеличиваются (рис. 3, а и 4, а).

В состоянии 2 (рис. 4, б) ситуация в целом подобна. Однако на pseudo-plateau (участок II) образуется заметно больше мартенсита (≈15 %). Кроме того, хотя в состоянии 2 продолжительность участка III_i существенно меньше, на нем образовалось почти 40 % мартенсита. Здесь также максимумам скорости образования α′-фазы отвечает прохождение деформационных фронтов через щуп магнитного датчика. С началом участка III_d, как и в состоянии 1, скорость превращения резко уменьшается до нуля. Синхронность между максимумами скоростей γ → α′ и временами прохождения деформационных фронтов нарушается, а количество мартенсита, достигнув 60 %, далее не меняется (рис. 4, б и рис. 2). Следует отметить, что в состоянии 2 на участке III_d движения деформационных фронтов не происходит, скачки напряжения отсутствуют, диаграмма σ(ε) остается гладкой вплоть до разрушения (рис. 1, б и рис. 3, б).

Обсуждение результатов

Термоупругое мартенситное превращение в исследуемой TRIP-стали может реализовываться на протяжении всего процесса деформирования от предела текучести и до разрушения. Однако последовательность макроскопических проявлений и полнота протекания этого процесса зависят от многих внешних факторов. Например, авторы работы [10] показали, что γ → α′ превращение в стали ВНС9-Ш никогда не проходит до конца. Чем больше скорость деформирования и чем выше температура испытания, тем больше остается «стабильного» по терминологии авторов аустенита. При комнатной температуре и скорости растяжения примерно 10\(^–\)⁴ с\(^–\)¹ его сохраняется около 70 %. Эти данные согласуются с результатами, полученными в настоящей работе.

Обычно утверждается, что термоупругое превращение γ → α′ в TRIP-сталях в основном реализуется путем формирования ПЧЛ [7; 10], а затем продолжается в виде эффекта Портевена–Ле Шателье [7; 10; 17]. Результаты настоящей работы в целом соответствуют данной концепции. Однако в предшествующей работе [18] показано, что при высоком уровне наклепа метастабильного аустенита превращение может полностью завершиться путем формирования ПЧЛ на площадке текучести. Дальнейшее деформирование происходит без участия фазового превращения.

По результатам настоящей работы (ВНС9-Ш в состоянии 1, низкий предел текучести) установлено, что после деформации Людерса фазовое превращение действительно продолжается путем формирования и распространения полос ПЛШ, но только пока происходит рост коэффициента деформационного упрочнения. После перехода к участку деформационной кривой с убывающим коэффициентом упрочнения превращение затухает и на участке скачкообразной деформации вообще прекращается. Наблюдаемая далее прерывистая текучесть не связана с фазовым превращением и объясняется, по-видимому, как в стабильных аустенитных сталях, двойникованием [19]. Когда исследуемая сталь находилась в состоянии 2 (высокий предел текучести), фазовое превращение также происходило путем формирования и ПЧЛ, и полос ПЛШ. Однако последние наблюдались только на участке диаграммы нагружения с возрастающим коэффициентом упрочнения. В дальнейшем деформация развивалась монотонно.

Как указывалось в работах [18; 20], кинетика деформационных фронтов в материалах с деформационно-индуцированным фазовым превращением может быть описана с помощью автоволновой теории [21; 22]. Фронты ПЧЛ в данной концепции представляют собой автоволны переключения локализованной пластичности. Автоволны переключения проходят по нагружаемому объекту однократно и переводят его из упруго напряженного в пластически деформированное состояние. Эти автоволны формируются в средах с бистабильными активными элементами, то есть с релаксаторами, которые могут срабатывать однократно.

Деформируемое тело может представлять собой среду с возбудимыми активными элементами, которые (в отличие от бистабильных) за счет внешнего воздействия по прошествии времени рефрактерности способны вновь перейти в состояние возбуждения и опять релаксировать. В этом случае формируются автоволны возбуждения локализованной пластичности, которые способны проходить по деформируемому объекту многократно. Таковыми являются фронты полос ПЛШ.

В рамках автоволновой теории полученные результаты можно трактовать следующим образом. На pseudo-plateau формируется несколько ПЧЛ, подвижные границы которых представляют собой автоволны переключения. Эти автоволны частично переводят материал из метастабильного аустенитного состояния в стабильное мартенситное. В областях зарождения и аннигиляции автоволн состояние материала изменилось кардинально, поэтому образец оказался разбит на отдельные относительно обособленные участки. Особенностью термоупругого фазового превращения является то, что оно самоблокируется за счет действия внутренних напряжений, но при последующем росте внешних напряжений может продолжиться. Поэтому области зарождения и аннигиляции первичных автоволн, где состояние материала наиболее искажено, становятся источниками новых фронтов фазового превращения, то есть вторичных автоволн возбуждения. Эти волны распространяются в пределах образовавшихся обособленных участков, не переходя их границ. Данный процесс многократно повторяется, пока имеется способный к превращению аустенит. Как показывают магнитные измерения, γ → α′ превращение прекращается, когда начинается участок III_d. В это же время перестают играть роль границы обособленных участков и деформационные фронты свободно проходят через все сечение образца. Такие фронты тоже представляют собой автоволны возбуждения, но физическая природа у них другая. Они отражают не эстафетное фазовое превращение, а сдвиговые процессы, по-видимому, двойникового характера.

Выводы

Пластическая деформация TRIP-стали ВНС9-Ш может протекать локализованно на всем протяжении деформационной кривой от предела текучести до разрушения. Вначале происходит зарождение и распространение автоволн переключения локализованной пластичности, которые обусловлены деформационно-индуцированным превращением метастабильного аустенита в α′-мартенсит. Превращение продолжается путем распространения автоволн возбуждения локализованной пластичности между границами, заданными первичными автоволнами переключения. После исчерпания способного к превращению аустенита деформация стали происходит по дислокационному или двойниковому механизмам.