Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Информация, существенная для постановки задачи 10
1.1. Введение к главе 1 10
1.2. Закономерности формирования полос сдвига в кубических кристаллах 12
1.2.1. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига в монокристаллах сплава А1-3% Си 13
1.2.2. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига при сжатии [001] монокристаллов сплава Ni3Fe 14
1.2.3. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига в сплавах Fe-Ti-Мп при растяжении 16
1.2.4. Наблюдаемые ориентации границ полос сдвига для сплавов на основе никелида титана 16
1.3. Основные положения и выводы кристонной модели формирования полос сдвига в ГЦК кристаллах 18
1.3.1. Взаимодействующие системы скольжения, состав кристонов и стандартные ориентировки границ полос сдвига для ГЦК кристаллов 18
1.3.2. Применение критерия Франка для анализа устойчивости кристонов 22
1.3.3. Критическое условие генерации и аналог напряжения Пайерлса для кристонов 25
1.4. Сравнительный анализ морфологических признаков кристаллов мартенсита охлаждения, напряжения и деформации 26
1.4.1. Сплавы на основе железа 29
1.4.2. Сплавы на основе никелида титана 34
1.5. Интерпретация морфологических признаков мартенсита охлаждения в рамках концепции управляющего процесса 37
1.6. Физическая постановка задачи 38
ГЛАВА 2. Кристонная модель формирования полос сдвига в кристаллах с оцк решеткой 43
2.1. Формирование полос сдвига с границами {hhC} в кристаллах с ОЦК решеткой 43
2.2. Стандартные ориентировки границ полос сдвига в ОЦК кристаллах 48
2.3. Формирование кристонов в кристаллах с упорядоченной В2 фазой 52
2.3.1. Кристонные схемы описания полос сдвига с границами (hhC) в [001 ] монокристаллах В2-фазы 52
2.3.2. Вклад изгибной неустойчивости в процесс формирования источников кристонов в случае сжатия [001] монокристаллов никелида титана 55
2.3.3. Определение состава кристонов, соответствующих полосам сдвига с наблюдаемыми ориентировками границ 60
2.4. Влияние вариации состава кристонов, связанной с динамическим условием их генерации, на ориентацию границ полос сдвига вблизи (001) в сплавах на основе никелида титана 64
2.5. Трактовка ряда особенностей деформационного рельефа стали со структурой отпущенного пакетного мартенсита 67
2.6. Сценарии дополнительных экспериментов по проверке выводов кристонной модели 71
2.7. Обсуждение результатов 73
2.8. Заключение к главе 2 78
ГЛАВА 3. Кристонная модель формирования кристаллов мартенсита деформации 79
3.1. Кристонные носители сдвига и отбор габитусных плоскостей {hhC} при симметричных ориентациях оси нагружения 80
3.2. Ожидаемые ориентировки габитусных плоскостей {hhC} при отклонениях оси нагружения от осей симметрии 84
3.3. Пороговая деформация, стимулирующая деформацию Бейна 87
3.4. Минимальная температура начала у-а мартенситного превращения и изменение химического потенциала d-электронов в железе высокой степени чистоты 90
3.5. Минимальная температура начала у-а мартенситного превращения и изменение химического потенциала d-электронов в сплавах на основе железа 94
3.6. Оценка энергетического порога 96
3.7. Кристон как носитель деформации, стимулирующей деформацию Бейна 98
3.7.1. Особенности морфологии кристаллов а' мартенсита с габитусами (hh і) типа 100
3.7.2. Ожидаемые особенности морфологии а' кристаллов для ориентировок общего вида осей внешнего нагружения и нормалей к габитусным плоскостям 103
3.8. Особенность формирования кристаллов мартенсита деформации в присутствии кристаллов мартенсита напряжения 106
3.8.1. Спектры габитусов кристаллов МД, связанные с действием модифицированных источников кристонов 109
3.9. Обсуждение результатов 111
3.10. Заключение к главе 3 117
Заключение 120
Список литературы 125
- Закономерности формирования полос сдвига в кубических кристаллах
- Сравнительный анализ морфологических признаков кристаллов мартенсита охлаждения, напряжения и деформации
- Формирование кристонов в кристаллах с упорядоченной В2 фазой
- Трактовка ряда особенностей деформационного рельефа стали со структурой отпущенного пакетного мартенсита
Введение к работе
Актуальность темы. Полосы сдвига являются типичным элементом структуры пластически деформированных металлов и сплавов. Механизм их формирования связан с процессом локализации деформации на мезомасштабном уровне. Это фундаментальное положение позволяет, с одной стороны, ставить вопрос о путях перехода от типичных элементов микроуровня к мезоуровню, а с другой стороны, интерпретировать особенности макроструктур как следствие динамических процессов, протекающих на мезоуровне. Данный подход подтвердил свою конструктивность как при описании роста кристаллов мартенсита охлаждения (включая формирование полос двойников превращения), так и при описании формирования полос сдвига в монокристаллах с ГЦК решеткой. В первом случае характерную пороговую деформацию, управляющую кооперативным смещением атомов на мезоуровне, переносит волновой процесс, а во втором - кристоны (носители сдвига супердислокационного типа, возникающие при контактном взаимодействии дислокаций с пересекающимися плоскостями скольжения). Успех кристонного подхода при описании особенностей формирования полос сдвига в ГЦК кристаллах обусловливает, с одной стороны, актуальность его обобщения на случай кристаллов с ОЦК решеткой, а с другой стороны, актуальность применения для описания механизма образования мартенсита деформации в кристаллах, исходная (высокотемпературная) фаза которых имеет кубическую симметрию решетки. Рассмотрение носителей сдвига, адекватных физике задачи, позволяет рассчитывать на сравнительно простое решение ряда проблем, возникающих при попытках последовательной интерпретации имеющихся экспериментальных данных.
Целью работы является развитие и применение кристонной модели для описания характеристик полос сдвига в кристаллах с ОЦК решеткой и кристаллов мартенсита деформации в сплавах с исходной кубической симметрией решетки.
Достижение цели потребовало решения следующих задач: обобщения кристонной модели на случай ОЦК кристаллов, обладающих более широким, по сравнению с ГЦК кристаллами, спектром систем скольжения; детерминирования характера и величины пороговой деформации, необходимой для формирования кристаллов а' мартенсита; распространение кристонной модели на случай сосуществования кристаллов мартенсита напряжения и мартенсита деформации; интерпретации в рамках кристонного подхода наблюдаемых особенностей морфологии кристаллов мартенсита деформации. Научная новизна. Впервые получены и выносятся на защиту следующие научные результаты: спектр стандартных ориентировок границ полос сдвига в ОЦК кристаллах с системами скольжения <1П>{110}, <11 Т>{ 112}, <ПТ>{123}; интерпретация особенностей формирования полос сдвига в упорядоченных по типу В2 монокристаллах на основе никелида титана как следствия изменения состава кристона; сравнительный анализ ориентировок габитусных плоскостей кристаллов а мартенсита деформации и напряжения при одноосном внешнем нагружении; оценка величины пороговой деформации сдвига в ядре кристона, необходимой для потери устойчивости решетки аустенита; описание наблюдаемых ориентировок габитусов и направлений макросдвига а' кристаллов в кристонной модели для высоко никелевых сталей с атермической кинетикой спонтанной мартенситной реакции;
6. трактовка в кристонной модели наблюдаемых отличий ориентационных соотношений между решетками у и а' фаз от соотношений для у и а фаз.
Научная и практическая ценность работы. Полученные результаты, во-первых, обобщают развитую ранее модель кристонов на случай кристаллов с ОЦК решеткой, включая рассмотрение значимого для практических приложений варианта упорядочения решетки по типу В2 сплавов на основе никелида титана и, во-вторых, позволяют существенно продвинуться в понимании физического механизма процесса формирования кристаллов мартенсита деформации. Это открывает новые возможности для формулировки и реализации программы дальнейших теоретических и экспериментальных исследований физической природы мартенситного превращения.
Апробация работы. Материалы диссертации были представлены на V международной школе-семинаре «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (Барнаул, 2000), на II Международной конференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (Тамбов, 2000), на XXXVI международном семинаре «Актуальные проблемы прочности » (Витебск, 2000), на международной конференции «EUROMAT-2000» (Tours, France, 2000), на IV международном семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Великий Новгород, 2000), на Всероссийской конференции молодых ученых «Математическое моделирование в естественных науках» (Пермь, 2000), на международной конференции «CADAMT'2001» (Томск, 2001), на семинаре «Актуальные проблемы прочности» (Санкт-Петербург, 2001), на V международном семинаре «Современные проблемы прочности» (Старая Русса, 2001), на международном семинаре «Мезоструктура» (Санкт-Петербург, 2001), на XVI Уральской школе металловедов - термистов «Проблемы физического металловедения перспективных материалов» (Уфа, 2002), на XIII Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, 2002), на Всероссийской конференции «Дефекты структуры и прочность кристаллов» (Черноголовка 2002), на Международной конференции по мартенситным превращениям ICOMAT-2002 (Helsinki, Finland), на 1-ой Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур" Москва- 2002.
Публикации. Результаты работы опубликованы в 20 работах.
Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, трех глав, заключения и списка литературы. Она изложена на 137 страницах машинописного текста, включая 18 рисунков, 8 таблиц и список литературы, содержащий 114 наименований.
В первой главе дан обзор литературных данных по пластической деформации кубических монокристаллов. Приведены основные положения кристонной модели. Сделан сравнительный анализ морфологических признаков кристаллов мартенсита охлаждения, напряжения и деформации. Приведена интерпретация морфологических признаков мартенсита охлаждения в рамках концепции управляющего процесса. В заключении первой главы дана физическая постановка задачи.
Во второй главе выполнен анализ наблюдаемых ориентировок границ полос сдвига типа {hhC} в кристаллах с ОЦК решеткой. Введено понятие стандартных ориентировок границ полос и проведена их классификация для кристаллов с кубической симметрией решетки. Проведен анализ наблюдаемых особенностей формирования полос сдвига в кристаллах с упорядоченной В2 фазой и дана их интерпретация. Предложена трактовка ряда особенностей деформационного рельефа стали со структурой отпущенного пакетного мартенсита, наблюдаемых на стадии развитой пластической деформации.
В третьей главе кристонный подход распространен на случай формирования кристаллов мартенсита деформации. Сделан вывод о сокращении числа возможных ориентировок габитусов кристаллов мартенсита деформации при симметричных ориентациях осей нагружения, а также при отклонениях осей нагружения от осей симметрии и указаны наиболее вероятные ожидаемые ориентировки габитусов. В рамках модели Гинзбурга -Ландау проведены оценки величины энергетического порога, разделяющего состояния а и у фаз. Предложена интерпретация минимальной температуры начала у-а мартенситного превращения в чистом железе и в его сплавах на основе представлений о ведущем вкладе энергии Зё-электронов в стабильность у (ГЦК) и а (ОЦК) фаз. Проанализированы экспериментально наблюдаемые особенности формирования кристаллов мартенсита деформации в присутствии кристаллов мартенсита напряжения. Предложена трактовка ряда особенностей морфологии кристаллов мартенсита деформации.
Закономерности формирования полос сдвига в кубических кристаллах
Для выявления основных особенностей формирования полос сдвига (обычно называемых в зарубежной литературе «shear bands») с целью построения физического механизма генерации носителей сдвига, особый интерес представляют эксперименты, выполненные на монокристаллах [5,6, 10-19]. В ряду экспериментальных работ по пластической деформации ГЦК монокристаллов работа [5] выделяется методологией и тщательностью измерений. В ней проведено комплексное исследование закономерностей формирования полос сдвига в монокристаллах А1-3% Си с ГЦК решеткой в условиях плоского сжатия в канале. Диапазон деформаций был достаточно широк (до Б=0.4). Набор начальных кристаллографических ориентировок оси сжатия е2 включал шесть вариантов, позволявших реализовывать различные комбинации действующих систем скольжения по плотноупакованным плоскостям. В ходе нагружения осуществлялся контроль за изменением кристаллографических ориентировок осей сжатия е2 и осей растяжения є !. Было установлено, что началу формирования полос сдвига предшествовало действие двух активных октаэдрических систем скольжения с пересекающимися плоскостями. Обнаружено, что в случае четырех вариантов нагружения (В, Е, F, I) формируются пластинообразные области сдвига, ориентировка плоских границ которых характеризуется кристаллографическим типом {hhC} при h С. В случае G и Н ориентировок реализуются соответственно полосы с плоскими границами (321) и (213). В момент образования полос сдвига с границами {hhC} ориентации осей е2 во всех четырех случаях были близки к полюсу [110], а оси ej к полюсу [001 ]. При G-варианте нагружения ось е2 близка к [131], а ё к [3ТО], тогда как при Инварианте е2 близка к [231], a ej - к [ 1 12]. Найдено также, что решетка внутри полосы сдвига развернута по отношению к исходной решетке и установлены ориентировки осей / поворота решетки.
Для полос с {hhC} ориентировками границ вектор I коллинеарен направлению [110], при (321) ориентировке границ 1 близок к [013 ] направлению, а при (213) - к направлению [21 I]. Границы полос {hhC}, установленные в [5], отклонялись от ближайшей плотноупакованной плоскости (111) не более чем на угол (р « 10. Причем, отмечалась тенденция к дискретизации ориентировок. Так, вначале наблюдались ориентировки границ, отклонявшиеся от (111) на ф! « 4...5, а при дальнейшей деформации типичным становилось отклонение на угол ф2 «10. Первому варианту отклонения отвечают, например, границы (11.11.13) - ф « 4.62, а второму - (557) - ф « 9.45. Данные работ [7,20] по сжатию [001] кристаллов Ni3Fe подтвердили тенденцию к дискретизации ориентировок полос сдвига и расширили спектр наблюдаемых ориентировок границ полос сдвига при ином, чем в [5], варианте оси сжатия. Уместно подчеркнуть, что вывод о наличии двух активных систем скольжения с пересекающимися плоскостями, как необходимого условия реализации полос сдвига, согласуется с данными о фрагментации сдвига [21, 22]. Выяснялась также степень общности результатов, получаемых при переходе к другому типу нагружения (одноосное сжатие вместо плоской деформации) и другому классу материалов. Сплав А1-3% Си относится к материалам с высоким значением энергии дефекта упаковки (ЭДУ), а состаренное состояние сплава позволяет реализовать сравнительно высокий уровень напряжений. Сплав Ni3Fe характеризуется средним значением ЭДУ и вследствие этого большей привязанностью к скольжению по октаэдрическим плоскостям.
Тем не менее, и здесь имеет место неоктаэдрический сдвиг. При деформациях є « 0,1 большинство следов сдвига являются следами скольжения по плотноупакованным плоскостям. Появление полос неоктаэдрического сдвига фиксировалось в [20] уже при є«0,09. При этом величина отклонения ф границ полос сдвига от плоскостей {111} составляет 2,5. Обращает на себя внимание дискретный характер величины угла отклонения с ростом є (см. табл. 1.1). В табл. 1.1 приводятся данные для индексов плоских границ полос сдвига с ориентациями (hhC), там же указаны и значения угла ф между плоскостями (hhC) и ближайшей к ним плотноупакованной плоскостью (111). В частности, пары ориентировок (11 11 13) - ф = 4.56 и (5 5 7) - ф = 9.45 фактически совпадают с наблюдавшимися в [5]. Отметим, что выявленные закономерности реализуются в сплаве с существенной привязанностью дислокаций к плотноупакованным плоскостям.
Сравнительный анализ морфологических признаков кристаллов мартенсита охлаждения, напряжения и деформации
Отличительной чертой мартенситного превращения (МП) в твердом теле, как процесса структурной перестройки решетки, является его кооперативный характер, указывающий на существование управляющего перестройкой механизма. Среди мартенситных превращений роль своеобразного «предельного случая» играет у-а (ГЦК - ОЦК) превращение в сплавах на основе железа. Это превращение является реконструктивным и обладает ярко выраженными свойствами фазового перехода первого рода. О у-а МП накоплен наибольший объем экспериментальной информации, послужившей основой формирования понятийной базы и методологии исследования мартенситных превращений. Тем не менее, далеко не на все вопросы, связанные с протеканием у-а МП (как и МП в других системах), имеются детальные ответы. В частности, заметные затруднения вызывает трактовка механизма образования мартенсита деформации. Напомним, что в литературе (см., напр., [36]) различают мартенсит охлаждения (МО), мартенсит напряжения (МН) и мартенсит деформации (МД). Под МО понимают мартенсит, спонтанно образующийся в процессе охлаждения ниже некоторой температуры Ms, зависящей от химического состава материала. В сплавах Fe (30 - 33% Ni), например, Ms может быть существенно (до 200) ниже температуры равновесия фаз То. МН реализуется в условиях действия внешнего упругого поля напряжений а, в диапазоне температур MS T Msa, где MSCT соответствует температуре начала МП при охлаждении в случае а равного пределу упругости. МН не отличается принципиально от МО, так как механизм управления ростом отдельных мартенситных кристаллов аналогичен. Поэтому влияние внешнего напряжения, понижающего симметрию системы (кристалл плюс внешнее поле), сводится к сужению (по сравнению с МО) числа наблюдаемых вариантов мартенситной реакции.
Исключение составляет только ориентация оси внешнего напряжения вдоль 111 направлений, не нарушающее равноправие 24 возможных вариантов. Под МД (в широком смысле этого слова) понимают мартенсит, формирующийся в диапазоне температур MSCT T MC T0, в условиях протекания пластической деформации материала. Вообще говоря, влияние пластической деформации многообразно. Во-первых, она может создавать новые центры зарождения (не только рождая их в новых местах, но и модифицируя центры зарождения (ЦЗ) МО). Во-вторых, в ходе пластической деформации, при росте концентрации дефектов и их взаимодействии, происходит изменение самой среды. В частности, за счет деформационного упрочнения может увеличиться уровень напряжений и температура MSCT повысится. И, наконец, в третьих, при пластической деформации могут сформироваться носители локализованного сдвига в полосах, плоские границы которых не обязательно совпадают со стандартными {111} ориентировками плоскостей скольжения в у фазе, а могут существенно от них отличаться. Перемещение подобных носителей, сопровождающееся не только сдвигом, но и переносом полей напряжений, превышающих макроскопический предел упругости, должно способствовать потере устойчивости исходной у фазы, выполняя функции управляющего процесса, ответственного за кооперативный характер образования МД. Под макроскопическим пределом упругости подразумевается, как обычно, уровень внешних напряжений ае, превышение которого сопровождается генерацией дислокаций. Уровень напряжений вблизи ядра кристона G GC естественно определить как мезоскопический уровень напряжений ате. Именно наличие кристонных носителей сдвига и является решающим для введения понятия МД в узком смысле. Напомним, что для МО (как и МН) адекватной совокупности наблюдаемых особенностей превращения является волновая модель управления ростом мартенситного кристалла. Как подчеркивалось в [37], именно расшифровка динамической структуры фронта нелинейной волны превращения является ключевой для понимания процесса роста и составляет суть парадигмы, дополнительной к традиционной термодинамической концептуальной схеме. Волновая модель роста позволяет объяснить сверхзвуковую (по отношению к продольным волнам) скорость роста кристаллов при спонтанном превращении. Поскольку подобная скорость не достижима для движения дефектов, измерение скорости роста мартенситных кристаллов (МК) является наиболее надежным способом дифференцировки МД от МН. Однако прецизионные измерения скоростей роста отдельных МК в настоящее время нельзя отнести к общепринятой методике. Поэтому в данной работе основное внимание будет уделено анализу особенностей морфологических признаков МД, позволяющих произвести его селекцию от МН. Как известно, для МО (как и МН) имеется однозначное соответствие между габитусной плоскостью, направлением макросдвига и ориентационными соотношениями решеток у и а фаз, отражающее кооперативный характер превращения. Синтез концепций гетерогенного зарождения (в упругих полях дислокаций) и волнового роста МК позволяет связать эти правила с характеристиками дислокационного центра зарождения [37]. Как уже отмечалось выше, при у-ос превращениях в сплавах на основе железа наблюдается наибольший температурный гистерезис между точками начала и конца прямых и обратных превращений в случае спонтанного протекания мартенситной реакции. Это обстоятельство предопределяет и большие значения разностей температур Md-Ms.
Характеризуя строение (морфологию) кристаллов а мартенсита охлаждения в сплавах на основе железа можно выделить следующие признаки. 1. Мартенсит возникает в форме пластин с малым отношением толщины к другим линейным размерам либо в виде линзовидных кристаллов, в центральной части которых (мидрибе) хорошо выделена пластина, возникающая на первом этапе МП. Толщина пластин колеблется в пределах 10" МО" м (от 0,1 до нескольких микрон). 2. Габитусная плоскость пластины (граница раздела фаз или плоские границы мидриба) имеет несколько (в зависимости от состава) устойчивых ориентировок относительно кристаллографических осей у- и сс-фаз. В системах Fe - С, Fe - Ni наблюдаются габитусные плоскости, близкие к {557} f {111} (до 0,6 вес. % С, до 29% Ni),{225} - (0,6-М,4 вес.% С), {259} -s-{3 10 15)-(1,4-- 1,8 вес.% С, 29: 34% Ni). 3. Форма превращенной области изменяется, создавая рельеф на поверхности металла. Изменение формы характеризуют параметрами микроскопического сдвига. Наличие этого признака привело к тому, что термин сдвиговое превращение во многих случаях рассматривают как синоним МП. 4. Между решетками у- и а-фаз имеется ориентационное соотношение (ОС), указывающее параллельность (или приблизительную параллельность) плотноупакованных плоскостей фаз: {111}Y {110}а и углы разориентации между плотноупакованными направлениями в параллельных плоскостях:
Формирование кристонов в кристаллах с упорядоченной В2 фазой
В случае сплавов замещения при определенных (стехиометрических) соотношениях атомов, как известно, могут реализоваться атомноупорядоченные сплавы. В частности, для сплавов на основе переходных (титан, никель, марганец) и благородных (медь, золото, серебро) металлов типичны упорядоченные структуры: В2 (типа CsCl), DO3 (типа Fe3Al), L2) (типа Cu2MnAl). Наиболее широкое применение находят В2 соединения титана, тройные и многокомпонентные сплавы на их основе [42]. Поэтому при рассмотрении кристонов в упорядоченных сплавах ограничимся случаем структуры В2. Применительно к случаю упорядоченной фазы в рассматривавшихся выше схемах формирования ОИФР следует в первую очередь учесть изменение спектра векторов Бюргерса дислокаций Б, и b2, вступающих в контактное взаимодействие.
При невысоких степенях скоростей деформации по-прежнему естественно использовать ограничение (1.9), отвечающее устойчивым кристонам. Как известно, процесс атомного упорядочения в сплавах существенно сказывается на их прочностных свойствах. Одной из основных причин этого является изменение спектра векторов Бюргерса дислокаций. Упорядочением В2 обладают многие бинарные сплавы замещения эквиатомного состава, для которых наименьшими векторами Бюргерса bj являются векторы семейства а 100 , где а -параметр решетки. Ясно, что в качестве наиболее вероятных тогда должны реализоваться системы скольжения из семейств {011} 100 и {100} 100 . В частности, легко видеть, что в случае взаимодействия п дислокаций системы (110)[001] и m дислокаций системы (001)[100], могут образовываться кристоны с суперпозиционным вектором Ь = Ь]П + Ь2т, генерируемые обобщенным источником Франка-Рида, рабочий сегмент которого ориентирован вдоль направления [110]. Из требования ортогональности b к нормали [hhC] вытекает связь: Так как в этом случае активные плоскости скольжения пересекаются под прямым углом, возникающие кристоны являются безразличными к требованию устойчивости. Отметим, что генерация кристонов наиболее эффективна при ориентации е оси одноосного нагружения вдоль направления, соответствующего максимуму фактора Шмида М. Фактор М, как известно, задается соотношением: где ф]-и ф2 - углы между ё и нормалью к плоскости скольжения и направлением сдвига в плоскости скольжения соответственно.
Так, например, задавая ориентацию оси нагружения в виде ё [Их], для сдвига (hhC)[CC2h] из (2.6) находим: где Р = h/C. Из (2.6) очевидно, что максимальное значение М = Мтах= 0,5. Считая параметр Р в (2.7) фиксированным, из требования максимальности М(х), легко найти х = хт, задающее ориентацию е, при которой М(х) = 0,5: Например, при P = 1/4, соответствующем сдвигу по плоскостям (114) в направлении [221], из (2.8) имеем: Х] « -2.9611, х2 0,6754, то есть, при ориентировках е, близких к [11 3] и [10 10 7], реализуются наилучшие условия для генерации кристонов с векторами Бюргерса, коллинеарными [221 ], способными формировать полосы сдвига с границами (114). Заметим, что при х = Xi угол ф] между е и направлением [001] составляет 25,53, а при х = х2 - угол ф2 64,47, взаимно дополнительный с фі к углу 90 . Следует отметить, однако, что при ё [001] (либо ё [110]) формирование подобных кристонов на первой стадии деформации невозможно, из-за обращения в ноль фактора Шмида для скалывающих напряжений, обеспечивающих генерацию дислокаций с векторами Бюргерса # 100 , входящих в состав кристона. Кроме того, при ё [001] и фактор Шмида М « 0,31 для сдвига [22І](114) существенно меньше максимального. Если допустить, в соответствии с данными [61], что при сжатии [001] монокристаллов никелида титана типичным является двойникование по плоскостям {112} с векторами Бюргерса а 11 1 /3, то формально полосы с границами (hh ) могут быть получены при взаимодействии пит дислокаций, принадлежащих, соответственно, системам скольжения (112)[11Т] и (112)[111]: Требование устойчивости кристонов (по критерию Франка) выбирает в (2.9) верхний вариант знаков, что делает невозможным описание случая h C. Совместимым с критерием Франка является следующий процесс образования источника кристонов. Дислокации систем скольжения (112)[11 1] и (112)[111], взаимодействуя в равных долях (n=m в (2.9)), приводят к
Трактовка ряда особенностей деформационного рельефа стали со структурой отпущенного пакетного мартенсита
До сих пор рассматривались случаи формирования полос сдвига в ОЦК кристаллах, не обладающих предварительно созданной мезоскопической структурой, задаваемой пространственно упорядоченным распределением дефектов. Однако подобные структуры могут возникать не только в ходе самоорганизации ансамблей взаимодействующих дислокаций [2], но и наследоваться в результате предшествующего мартенситного превращения. В связи с этим, кратко остановимся здесь на результатах [66], полученных при пластической деформации стали со структурой отпущенного пакетного мартенсита. Если считать, что образование отдельного мартенситного кристалла с габитусом типа {557} сопровождается релаксационными сдвигами, схематически представленными на рис.2.5, то можно ожидать, что формированию кристалла сопутствует появление главным образом дислокационных источников с ориентировкой рабочих сегментов Л вдоль 110 направлений, не лежащих в плоскости габитуса. Напомним, что пакетом, согласно [67], называют совокупность кристаллов мартенсита, содержащих до шести различных ориентировок, ассоциированных с одной и той же плотноупакованной плоскостью аустенита. Кристаллы внутри пакета, как показано в [68], образуют несколько различных вариантов стыковок (локальных зон). Простейший вариант соответствует стопе кристаллов, имеющих одну и ту же ориентировку (разориентировки решеток кристаллов внутри стопы не превосходят двух градусов, то есть малы).
По существу, остальные варианты представляют собой варианты стыка различных стоп кристаллов. В исследуемой стали, малые разориентировки характерны для областей (названных в [66] фрагментом пакета), содержащих в среднем четыре реечных кристалла, имеющих размер (толщину) около 0,8 мкм. Таким образом, можно считать, что средние расстояния между границами соседних стоп составляет 0,8 мкм. И, наконец, характерный масштаб толщины рейки - 0,2 мкм. Тем не менее, несмотря на многочисленные исследования пакетного ос-мартенсита в сплавах железа, остаются вопросы, связанные с выявлением закономерностей чередования характерных зон в пакете. Наличие нескольких характерных мезомасштабов и имеющаяся информация о типичных парных сочленениях стоп кристаллов могут быть использованы при интерпретации данных работы [66]. При этом представляет интерес как вопрос о формировании источников сдвига, так и выводы, касающиеся закономерностей чередования характерных зон в пакете. Согласно [66], наблюдается несколько характерных масштабов на мезоскопическом уровне, связанных с границами, наследованными от мартенсита закалки. Прежде всего, это межпакетные границы, обособляющие пакет мартенситных кристаллов. Важной особенностью картины полос смещений в отдельном пакете на стадии развитой деформации является, во-первых, периодическая система полос, чередующихся с тем же периодом 0,8мкм, что и тонкие полосы начальной стадии пластической деформации. Во-вторых, в один ряд с грубыми полосами можно включить и деформационные складки [66], локализованные в пакете, параллельные грубым полосам и имеющим, как и грубые полосы, ширину приблизительно равную удвоенной толщине рейки (0,3ч-0,7мкм). Первые грубые полосы локализуются в окрестности границ пакетов и отстоят друг от друга на расстоянии равном диаметру пакета. Параллельно с этими грубыми полосами наблюдается формирование тонких полос с характерным расстоянием между ними 0,8 мкм.
Для объяснения этих особенностей целесообразно конкретизировать источники носителей пластической деформации, унаследованные от мартенсита закалки, которые локализуются в соседних рейках по разные стороны от межстопной границы. Используя для шести габитусных плоскостей мартенситных кристаллов, входящих в пакет, ассоциированный с (111), обозначения { 5 57}( 5 5), удобно информацию представить в форме таблицы. Для упрощения сопоставления результатов анализа с данными о пакетном мартенсите обозначения плоскостей и направлений приводятся в базисе исходной у-фазы. Во второй колонке табл.2.5 указаны ориентировки дислокационных сегментов с теми направлениями 110 , которые следует ожидать, если принять схему релаксации [69] потерявшей устойчивость области аустенита в форме рейки.
Процессы перераспределения углерода в ходе отпуска, ведущие к образованию частиц карбида должны приводить к закреплению концов подобных сегментов, так что к началу деформации в системе имеются источники Франка-Рида, обеспечивающие генерацию дислокационных петель в плоскостях типа {hhC}. Нетрудно видеть, например, что при контакте стоп реек с ориентировками 1 и 4 источники, локализованные в рейке с габитусом (5 57), способны генерировать носители сдвига по плоскости (755), практически совпадающей с плоскостью (75 5) габитуса рейки контактирующей стопы. И, наоборот, в рейке с габитусом (7 5 5) локализованы источники носителей сдвига по плоскостям (557), практически совпадающим с габитусами (5 57) рейки контактирующей стопы с вариантом ориентировки 1. Таким образом, процесс пластической деформации в области стыка стоп с ориентировками 1 и 4 может быть локализован в объеме двух реек, принадлежащих разным стопам, причем плоскости скольжения эмиттируемых дислокаций из одной рейки, могут совпадать с габитусными плоскостями соседней рейки. Аналогичная ситуация имеет место в парах реек разделенных межстопными границами для вариантов 2 - 5 и 3 - 6. Имеются и более сложные циклические варианты сдвига в двух контактирующих рейках, в которых участвует третий мартенситный кристалл, обеспечивающий образование замкнутой треугольной конфигурации кристаллов. К таким вариантам относятся, например, 1 - 3 - 5, 2 -4 - 6. Областями, в которых имеются потенциальные возможности для формирования деформационного рельефа в виде двускатной «крыши» являются области стыка стоп, пары реек (разделенные межстопной границей) которых содержат носители сдвига, способные скользить по одним и тем же {575} плоскостям. К ним относятся варианты 1 - 6, 2 - 3, 4 - 5. Отметим, что в последнем случае общая плоскость скольжения не может совпадать ни с одним из габитусов соседних реек.
Похожие диссертации на Формирование полос сдвига и мартенсита деформации в кристонной модели
