Динамическая рекристаллизация и механизмы деформации ферритной нержавеющей стали тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Р Г Б ОД

2 2 МАЙ 1395

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК ИНСТИТУТ ПРОБЛЕМ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ МЕТАЛЛОВ

На правах рукописи

Беляков Андрей Николаевич

ДИНАМИЧЕСКАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ И МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ ФЕРРИТНОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ

Специальность 01.04.07 - физика твердого тела

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Уфа -1995

Работа выполнена в Институте проблем сверхпластичности металлов РАН

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор Кайбышев O.A.

Научный консультант: кандидат технических наук,

старший научный сотрудник Кайбышев P.O.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор Мышляев М.М. кандидат физико-математических наук, доцент Сергеев В.И.

Ведущая организация: Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург

Защита состоится 30 мая 1995г. в 14 часов на заседании диссертационн совета К.003.98.01 .при Институте проблем сверхпластичности металлов Р (45000 [, Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39)

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ИПСМ РАН Автореферат разослан "¿У" Д^/г/С? 1995 г.

Ученый секретарь диссертационного совета

кандидат технических наук /\ Маркушев М.£

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Развитие научно-технического прогресса связано с

созданием новы;', материалов и изысканием методов изменения их свойств. Особую язхцссть приобретают ьслросы прогноз;фовбш;я свойств конструк!шашил-: м;'т.»;шю.» П аалочшта ар^лл гс «ызызлег сомнения тот факт, что мног;'-;

• си .■.ет^члччес.-'ич а зш;':;:т^л:.:;ой стгг.спи

■~.т;р;-ле;Ы;г,тс.' их :/;утр;паим С; роо.;;-,е;:. Изучение закономерностей формирования п тгелгоцнн структуры под воздействием различных внешних факторов составляет олну из ОСНОВНЫХ -чяпяч фчзикн ПРОЧНОСТИ н пластичности,

Оолам из способсс управления структурой чюгаллических материалов являегем пластическая деформация, структурные изменения во время которой

еггячпки с. г£>.т*пяпир.& и пртпяг.ппрпргтрннри ь-пистянпицйпгпгп гггпгтниа.

сплавов выявили основные процессы преобразования структуры, важное место среди которых занимает динамическая рекристаллизация (ДР). Использование ДР позволяет разрабатывать принципиально новые способы получения материалов с регламентированной " структурой, включая получение материалов с нанокристаллической структурой. Между тем, несмотря на имеющуюся обширную литературу, целый ряд особенностей. ДР не имеет однозначной интерпретации, особенно с отношении материалов с высокой энергией дефектов упаковки (ЭДУ). Сама возможность развития ДР в материалах этого класса ставится под сомнение. Это связано с тем, что при анализе ДР часто опираются на представления о механизмах статической рекристаллизации. Для адекватного описания ДР необходимо учитывать действующий механизмы пластической деформации. Несомненный интерес представляет исследование взаимосвязи эволюции структуры и механизмов деформации. Такой подход позволяет объяснить наблюдаемые закономерности структурных изменений, что в целом значительно расширяет теоретические представления о структурных аспектах пластической деформации. С другой стере!::.; анализ плиян::" стру:стур;:ь™ факторов' па механическое "сведение представляет большое практическое значение.

Цель работы. Настоящее исследование имеет цель провести совместный анализ механизмов деформации и особенностей формирования структуры в ОЦК-материалах с высокой ЭДУ. Решались следующие частные задачи:

1. Исследование эволюции структуры во время пластической деформации типичного представителя ОЦК-металлов с высокой ЭДУ. Изучение зависимости характера структурных изменений от температуры и степени деформации.

2. Исследование механизмов пластической деформации. Анализ влияния температурно-скоростных условий на деформационное поведение.

3. Анализ механизмов формирования границ зерен общего типа во время деформации. Исследование влияния температуры на механизмы динамической рекристаллизации.

4. Анализ влияния механизмов пластической деформации на характер структурных изменений во время деформации.

Для достижения поставленной цели в качестве материала исследования была выбрана ферритная нержавеющая сталь 15Х25Т, которая является типичным представителем ОЦК-металлов с высокой ЭДУ. Отсутствие полиморфных превращений, в предполагаемой температурной области исследования, значительно облегчает анализ структурных изменений. Кроме того, выбранный материал, благодаря своим свойствам, широко используется как конструкционный материал. С этой точки зрения, исследования, выполненные на промышленном сплаве, приобретают важное практическое значение.

Научная новизна. Проведенные исследования позволили получить ряд новых результатов по феноменологии ДР в, материалах с высокой ЭДУ. Показана зависимость характера, структурных изменений от механизмов пластической деформации.

Проведено систематическое^ исследование деформационного поведения и особенностей эволюции микроструктуры при пластической деформации стали 15Х25Т в широком температурном, интервале. Совместный анализ механизмов деформации и структурных. изменений позволил проанализировать возможные механизмы формирования -высокоугловых границ зерен в процессе ^деформации, которые приводят к развитию ДР.

." Установлено, что в температурных интервалах, которые отличаются деформационным поведением, формируются различные типы микроструктуры. .Развитие ДР наблюдается при высоких температурах (900-1100°С) и при Т=600°С. Формирование новых зерен при комнатной температуре происходит только после очень большой пластической деформации. Показано, что формирование высокоугловых границ зерен в процессе деформации происходит в условиях действия нескольких систем скольжения.

Феноменология И кинетика ДР в области высоких температур связана с развитием множественного поперечного скольжения.. В процессе деформации происходит формирование и слияние субураниц. Это приводит к постепенной трансформации отдельных малоугловых границ в высокоугловые границы зерен при . пластической деформации. . ^

При уменьшении температуры деформации до 600°С ДР развивается благодаря формированию на начальной стадии деформации т. н. "фрагментированной структуры". Динамической рекристаллизации способствует активизация диффузионных процессов по границам фрагментов, которая приводит к

трансформации^ фрагментов в рекристаллизованные зерна. Уменьшение исходного размера зерен в этом случае приводит к подавлению фрагментации и затрудняет ДР. Показано, что структурные изменения при комнатной температуре

определяются характером пластической деформации. Формирование нанокристаллической структуры связано с делокапизацией деформации.

---------ГТмктччопяу' — —Пслу'теттме результаты по формированию

Еь'ссхсугловкл гр'!'!,н ;eoc.t г. npOLeccc деформации расширяют общие представления о феноменологии и механизмах ДР. Установленная корреляция м\::::;:нзчо1! де±срмаш;и и структурны', изменений позволяет глубже понять природу •Ч'сцесссг ciрукгурообргзоьа:::а и их ьзаимссиязь с процессами деформации. Полуденные ¿a<:;it,-e могу/ Сыт* железны при г-азр^.ботхе режимоь практического •у/ри,злс!'!:я процессами дес^ ор^-цм^ ^¿кристаллизации. На 331ЩГГУ ПМИЗСЯТСЧ:

1 диашп --------------—■— ------- - - • ^ ____

MHKpocipy.-.iyr^ ci ал и ¡5Х25Т при пластической деформации в широкой .температурной области, позволивший выявить благоприятные условия для развития ДР.

2. Реультаты исследования действующих механизмов пластической деформации. Влияние температурно-скоростных условий на деформационное поведение и механизмы деформации.

3. Анализ механизмов формирования высокоугловых границ зерен при различных

температурах деформации.

Влияние мгханизмоз пластической деформации на особенности эволюции структуры ферритной стали. Апробация результатов работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на IV научно-технической конференции "Современные достижения в теории и технологии пластической деформации металлов, термической обработки и повышении долговечности изделий" (Горький, 1989), международных конференциях "Intergranular and interface Boundaries in Materials" (Paris. 1989), "RecrystaHization'92" (San-Sebastian, 1992), "Strip, Castïr.g, Hot and Cold Working cf Stainless Steels'! (Qucbec, 1993), "¡SPMA-6" (Prague, 1994), "Nano'94" (Stuttgart, 1994).

Публикации, По материалам диссертации опубликовано В статей в научных отечественных и зарубежных журналах.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, выводов и списка литературы из ¡66 наименований. Работа содержит 132 страницы, включая 47 рисунков, б таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы диссертации. . Сформулированы цель, научная новизна и практическая ценность работы. Приведены основные положения, выносимые на защиту.

ОБЗОР ЛИТЕРДТУРЫ

Обзор литературы начинается с общей характеристики структурных изменений при пластической деформации. . Показано, что в условиях . высокотемпературной ^ деформации эволюция микроструктуры может быть представлена процессами динамического возврата и ДР. Однако на соотношение этих двух процессов имеются противоречивые точки зрения. Согласно некоторым данным динамический возврат предшествует ДР, В то же время другие авторы исключают возможность перехода от одного из этих двух процессов разупрочнения к другому в процессе деформации. При уменьшении температуры деформации часто , реализуются, т.н. "ротационные моды пластичности", которые приводят к формированию фрагментированной структуры. В литературе описаны случаи формирования рекристаллизованных зерен в ранее фрагментированных областях, однако подробности такого процесса неизвестны.

-Первоначально проявление феномена динамической рекристаллизации было обнаружено при высоких гомологических температурах Т=0?7-О.9Тпл и'низких скоростях деформации. В последующих работах было показано, что в большинстве материалов формирование рекристаллизованных зерен наблюдается именно в этом . температурно - скоростном интервале после достижения определенного значения критической степени деформации. Насыщение материалов выделениями вторых фаз . изменяет температурный интервал рекристаллизации и смещает его в область более высоких температур. Увеличение исходного размера зерен приводит к аналогичному результату. Для многих * материалов показано существование прямой пропорциональной зависимости между уровнем напряжений течения и размером . рекристаллизованных зерен. .

Анализ литературных данных показывает, что наименее изученным аспектом динамической рекристаллизации являются ее механизмы. - Существует несколько предположений о путях образования новых зерен во время пластического течения, но ни по одному из них нет достаточных экспериментальных данных. По всей видимости, наиболее общим случаем является образование большеугловой границы зародыша рекристаллизации, за счет увеличения плотности дислокаций в субграницах в материалах с низкими и средними значениями ЭДУ. Наблюдаемое изменение структуры материалов с высоким значением ЭДУ во время горячей деформации объясняют соприкосновением противоположных границ сильно

вытянутых исходных зерен: Во многих работах возможность развития ДР в таких материалах отрицается. Однако, в литературе имеются данные, согласно которым в определенных температурно-скоростных интервалах деформации формируются как

субзеренные границы, так и большеугловые границы зерен, которые переплетаются

между собой и образуют объемную сетку.______________________________, -------

~~ В последнее время была показана тесная взаимосвязь структурных изменений и механизмов деформации. Системный подход к исследованию ДР должен основываться на комплексном анализе структурных изменений и механизмов деформации. Есть все основания полагать, что действующие механизмы деформации определяют феноменологию и кинетику структурных изменений. Анализ деформационного поведения металлических материалов включает вывод эмпирического уравнения состояния, которое связывает скорость деформации, напряжение течения, теипепятут» и —" ^""Г". 'Г—______.„..«ж..шпи

иам<1МС1 иы. нктятк-я*™»""» ее«../«....—— СраННИК«Н.М\-М С

величинами, которые можно предсказать на основе представлений о конкретных физических процессах. При достаточно высоких температурах во многих случаях получают прямую пропорциональную зависимость скорости деформации от приложенных напряжений, т.н. "степенной закон". На этом4 основании многие авторы делают вывод о диффузионно-контролируемом движении дислокаций как механизме контролирующем скорость деформации. Однако, на деформационное поведение ОЦК-металлов имеются другие точки зрения. Дислокационный механизм деформации, контролируемый диффузией, несомненно, имеет место в определенном температурном интервале, но не является единственным механизмом, и 3-0, будет ли он активен, зависит от энергии активации конкурирующих процессов. Таким процессом может быть термлчесхи-активируемое скольжение. В этом случае в качестве уравнения состояния следует принять вместо степенной экспоненциальную зависимость скорости деформации. Недостаток экспериментальных данных не позволяет построить целостную картину действующих механизмов деформации в этом классе материалов в зависимости от условий обработки.

На основание проведенного сб"ра литера! уры сформулирована цель работы и поставлены частные задачи исследования. В заключение дано обоснование выбора материала для экспериментального исследования.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

В качестве материала исследования была использована сталь 15Х25Т (ГОСТ -5632-72), которая является типичным представителем материалов с ОЦК-решеткой, имеющая высокую ЭДУ. Химический состав: 0.13%С, 25%Сг, 0.9%Т1, остальное Ре. Структура стали состоит в основном из феррита с включениями карбидов и иногда

неболыиим количеством а-фазы. Отжиг при Т=1250°С влечение одного часа привел к формированию однородной микроструктуры со средним размером зерен 250 мкм.

_ Деформацию образцов диаметром 10 и высотой 12 мм проводили по схеме осевого сжатия на универсальных динамометрах Instron TTII14, Instron 1185, Schenck RMS-100 в широком интервале температур (400-1100°С) и скоростей (10"2 -10'^с"') деформации. Ошибка в определении усилия деформирования не превышала 5%. При определении характеристик механических свойств размеры образцов измеряли штангенциркулем и микрометром, погрешность не превышала 0.05 мм. Истинные напряжения (а) расчитьшались по отношению усилия к расчетному сечению образца, вычисленному- из условия равномерности деформации и постоянства обьема деформируемой части образца. На экспериментальную точку брали не менее 3-х образцоз. Кажущуюся энергию активации деформации материала определяли исходя из предположения, что деформация описывается степенным законом ползучести. В расчетах использовали значения cr, е при е=20-30%. .

Исследование деформационного рельефа было выполнено на образцах, деформированных по схеме "осадка". В области высоких температур топографические испытания проводили в вакууме на машине ИМАШ 20-78, при температурах 600°С и ниже образцы деформировали в обычной печи.

При исследовании низкотемпературной деформации плоские образцы диаметром 10 и толщиной 0.3 мм деформировали на наковальне Бриджмена при комнатной температуре. Степень деформации оценивали по формуле: e=ln (dij>/t), где d - диаметр образца, ф - угол поворота, t - толщина образца. Исследования -проводили на расстоянии 2.5 шш от центра образца, поэтому приняли d/t=16. Для изучения механических свойств применяли метод измерения микротвердости. Топографические исследования после больших степеней деформации проводили на образцах, предварительно деформированных на наковальне Бриджмена, из которых ' вырезали небольшие специальные образцы на растяжение.

Структурные исследования выполняли на образцах, деформированных со скоростью Ю-'с1. Исключение составляют образцы, деформированные на наковальне Бриджмена. Деформацию образцов для металлографических исследований при повышенных температурах проводили с использованием специального закалочного устройства, которое 'позволяло охлаждать образцы направленной- струей воды непосредственно после окончания деформации. Микроструктурные исследования проводились на металлографических микроскопах Metaval, Neophot 32 и автоматическом структурном анализаторе Epiqant. Деформационный рельеф исследовали на растровом микроскопе JSM-840A ( . ускоряющим напряжением 20КВ.

Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометре ДРОН-4 i фильтрованном медном излучении, с фокусировкой по Брэггу-Брентано. Анали: кристаллографических текстур проводили при помощи обратных полюсных фигур

L'

Микроискажения кристаллитов оценивали по уширению интерференционных линий методом аппроксимации. ■

Исследования тонкой структуры проводили в электронных микроскопах Tcsla BS-540 и JEM 2000ЕХ при ускоряющих напряжениях 120 и 160 кВ соответственно. Точное определение ориентации кристаллитов проводили по Кикучи-линиям. Разориентировка малоугловых границ (до !0°) определялась с точностью ±0.1°, - высокоуглспых границ -10.25°. Гистограммы распределения границ зерен по.углам разориенткровки строились для массива из 50 границ. Плотность решеточных дислокаций определяли по точкам выхода и методом секущих. Векторы Бюргерса решеточных дислокаций определяли с помощью микродифракции и темнопольных изображений по обычному критерию: g-b=0.

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА * .

и структурный « ""^сс: т.л^ • '"izcizzi.

ГГAJm 15Х25Т В ИНТЕРВАЛЕ 0.4-0.8 Т„

В настоящей главе рассмотрены механические свойства и структурные изменения при пластической деформации стали. 15Х25Т в широкой температурной области. Влияние температуры на эволюцию структуры исследовали в условиях, которые соответствуют традиционным представлениям .о теплой и горячей деформации на образцах с крупнозернистой структурой. Анализ микроструктуры после холодной деформации, в «силу ряда специфических особенностей рассматривается в отдельной главе.

Механические свойства.

Результаты механических испытаний показали, что форма кривых с~е определяется температурой деформации. Четко выделяются три температурные области, различающиеся механическим поведением. В интервале температур Т=700-!100°С начало деформации сопровождается упрочнением, величина которого уменьшается до минимального значения после 6=3-5%. С увеличением температуры коэффициент упрочнения уменьшается (табл.1). Различия в напряжениях течения после е=20% и сразу по еле начала деформации (е=0.2%) не превышают 10-15%.

Таблица 1. Коэффициент упрочнения ((}) при различных температурах деформации (е=20%, е=10-3с-').

Т,°С 1100 1000 900 800 700 600 500 . • 400 |

Ч, МПа 1.4+0.5 3.5±1.5 . 5±2, 10±3 1б±5 ±10 140±40 280±60 J

В интервале температур 400-500°С уровень напряжений течения при е=20% в 1-3 раза превышает напряжения течения непосредственно после начала пластической

деформации. В интервале е=20-30% деформация сопровождается значительным упрочнением (табл. 1).

Особое место занимает температура 600°С. Коэффициент деформационного упрочнения в интервале е=20-30% уменьшается практически до' нуля. Здесь наблюдается установившаяся стадия пластического течения (табл.1). В то же время значение а при е=20% значительно превышает напряжение течения на начальной стадии пластической деформации. '

Эволюция микроструктуры.

• В температурных интервалах,. отличающихся механическим поведением формируется различная микроструктура.

В интервале температур деформации 900-1100°С происходит удлинение исходных зерен в направлении течения металла и формирование в них сетки 1раниц. На гистограмме распределения новых зерен по размерам после е=50% различаются два пика Интенсивности, соответствующие зернам с размерами 16 и 32 мкм. С ростом степени деформации до е=75% на кривой распределения зерен по размерам имеется" один ярко выраженный максимум, соответствующий с!=32 мкм. Сильно вытянутые исходные зерна делятся малоугловыми границами, которые располагаются перпендикулярно течению металла. Рекристаллизованные зерна занимают около 40% обьема образца, который уменьшается при уменьшении температуры деформации (табл. 2)

Таблица 2. Размер (с1) и объемная доля (у) рекристаллизованных зерен.'

1 ' Т, °С 1100 1000 900 800 700 600 400

. е, % ; 75 75 75 70 70 65 70

<3, мкм (вдоль и поперек оси деф.) 30/50 18/33 13/17 6/14 4/10 -0.9,/ 1.2 -

У,% 40 30 15 5 2 40 " 0

При понижении температуры деформации до 700-800°С характер эволюции микроструктуры изменяется. Сближение противоположных границ удлиненных зерен приводит к образованию незначительного количества новых зерен в результате т.н. "геометрической" ДР. Процессов, связанных ' с формированием и ростом . зародыщей новых зерен, не наблюдается. Развитие геометрической рекристаллизации не может обеспечить образования большого количества рекристаллизованных зерен, поэтому их обьемная доля не превышает нескольких процентов лри таких температурах деформации (табл.2).

Деформация при 600°С характеризуется развитием полос сдвига. Характер металлографического травления указывает на ' внутреннюю неоднородность

цоследних. С ростом степени деформации количество и ширина полос увеличивается. После е=65% полосы сдвига занимают около 40% объема образца.

При понижении температуры деформации ниже 500°С исходные зерна удлиняются в направлении течения металла. Характерной особенностью является отсутствие полос сдвига на начальной стадии деформации. В данном случае никаких признаков ДР после исследованных степеней деформации нё наблюдали (табл.2).

, _ Электронно-микроскопические исследования подтвердили эти результаты.

После высокотемпературной деформации (Т=1100°С) на начальных этапах пластического течения внутри исходных зерен формируются субзеренные границы в виде взаимопересекающихся сеток дислокаций. Наблюдаются как ромбовидные сетки с углом пересечения дислокаций около 71° так и гексагональные. Большинство образовавшихся после этой степени деформации субграниц имеют угол разориентировки (8) 1-2° и меньше. Повышение степени деформации до приводитк росту углов разорьентисовл»- ""---¿„„„яя гп«»г. с iw quaint» -rni-iiu как большеугловые границы

Г?":;с1ил.ми-'оМ11ных зерен. Дальнейший рост степени деформации приводит к формированию большого количества высокоугловых границ. Структура стали приобретает вид сплетения мало- и большеугловых границ зерен. При уменьшении температуры деформации ниже 900°С структурных изменений, связанных с, ДР практически не наблюдали. Даже после больших степеней деформации подавляющее большинство субграниц имеют разориентировку 0<4°. Средняя величина разориентировки субграниц мало изменяется с ростом степени деформации.

Исследование тонких фольг после деформации при 600°С показало формирование структуры двух типов:

Тип 1. На начальных этапах деформации внутри исходных зерен формируются длинные, паралельные друг другу слои очень высокой плотности дислокаций (dislocation rich layers). Взаимная разориентировка микроучастков, разделенных скоплениями дислокаций высокой плотности, составила в среднем 0.5-1°, максимальная разориентировка не превышает 2°. Увеличение степени деформации не приводит к существенным изменениям разориентировки основных характерных структурных составляющих такого типа субаруктуры.

Тип 2. Вблизи исходных границ и в полосах сдвига формируется фрагментированная структура. С ростом степени деформации ширина полос, содержащих субструктуру такого типа увеличивается. Возрастает доля высокоугловых границ зерен. Наблюдается локальное развитие ДР.

С уменьшением температуры деформации ниже 500°С характер эволюции тонкой структуры резко изменяется. Внутри исходных зерен формируются нерегулярные скопления дислокаций в виде плотных слоев т.н. dislocation rich layers^ Разориентировка в таких полосах не превышает 4°.

Таким образом, в ферритной стали температура деформации необычно влияет на ДР. Развитие ДР наблюдается при высоких температурах (900-1100°С) и при Т=600°С. При 600°С ДР непосредственно связана с локализацией деформации. С целью уточнения роли фрагментации в развитии ДР были проведены структурные исследования образцов с меньшим исходным размером зерен (с1о=40 мкм).

Измельчение исходной микроструктуры привело к подавлению фрагментации в процессе деформации при 6006С. Соответственно изменился характер эволюции структуры. Исходные зерна вытягиваются в направлении течения металла. По некоторым участкам их границ появляются рекристаллизованные зерна, форму и расположение которых можно трактовать как результат геометрической • ДР. Удельный обьем рекристашшзованных зерен не превышает 2-4%.

Такая пародоксальная зависимость ДР от исходной микроструктуры и . температуры деформации не укладывается в рамки традиционных представлений о ДР. Для анализа механизмов ДР требуются дополнительные исследования с целью выявления факторов, определяющих характер структурных изменений в процессе деформации. В этой связи анализ механизмов деформации может оказать существенную помощь в описании механизмов ДР.

ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ ФЕРРИТНОЙ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ.

Влияние температуры на характер и механизмы деформации стали 15Х25Т.

Результаты топографических исследований демонстрируют наличие четырех температурных областей, которые различаются характером кристаллографического скольжения. Деформация в области высоких температур (900-1100°С) ведет к формированию длинных волнистых линий скольжения, характерных для поперечного скольжения по всему обьему материала. Следы, скольжения располагаются неоднородно по обьему, что указывает на высокую локализацию пластической деформации. В области температур 700-800°С наблюдается высокая однородность скольжения. Поверхность зерен покрыта большим количеством тонких, проходящих через все зерно, линий скольжения. Линии вторичных систем встречаются редко. При 600°С формируются микрополосы деформации. Внутри полос развивается вторичное скольжение. С понижением температуры деформации до 400°С характер деформационного рельефа снова изменяется. По объему материала развивается поперечное скольжение. Характерной особенностью рельефа является отсутствие тонких следов вторичного скольжения.

Анализ результатов топографических исследований позволил выявить четкую корреляцию между структурными изменениями и механизмами пластической деформации. Формирование высокоугловых границ зерен в процессе деформации происходит в условиях действия нескольких систем скольжения: в области высоких температур, где интенсивно развивается множественное поперечное скольжение, и

при Т=600°С, где наблюдается локализация пластического течения и активизация вторичных систем скольжения.

Термоактивационнын аналю деформационного поведения.

В интервале температур Т=800-1100°С показатель степени при напряжении в уравнении степенного закона, п~6 является постоянной величиной и почти не зависит от напряжений. При увеличении напряжений энергия активации деформации (О) уменьшается до величин близких к энергии активации самодиффузии в а-Ре: <3=(260± 30)+(680±70)/сг (КДж/моль). Понижение температуры приводит к увеличению значений'п и Q до аномально больших величин: 0~>2000 КДж/моль, п—>50. Полученная зависимость энергии активации деформации от температуры, сильно отличается от известных ранее для чистых металлов и твердых растворов. Высокие значения кажущейся энергии активации деформации в области промежуточных температур наблюдали только для аллюмнниевых старящихся сплавов. Обычно это связывают с действием т.н. "пороговых" напряжений. С напряжений получено п=7 при Т=700 и 1 ,.ии '-"""С. <>"" :..~,>игл активации деформации пси С11С -¡¡учение 160±30 КДж/моль. Анализ

-:..„сии»»т.«.¡»и«' пороговых напряжений и расчитанных по различным

.еретическим моделям показал, что при 700°С упрочнение можно обьяснить исходя из существующих механизмов дисперсного, упрочнения сплавов. При температуре деформации 600°С пороговые напряжения вероятно связаны со структурными изменениями при деформации.

Теоретические модели деформационного поведения.

Из представленных результатов видно, что существуют четыре температурные области пластической деформации ферритной стали !5Х25Т отличающиеся не только феноменологией, но и деформационным рельефом. Механизмы пластического течения в них по видимому, различны. Наблюдения деформационного рельефа и характер зависимости энергии активации от напряжений течения указывают на то, что деформационное поведение в области 900-1 !00°С вероятно контролируется таким термоактивируемым механизмом деформации, как поперечное скольжение. Расчитанные с использованием модели поперечного скольжения Фриделя активационнме характеристики в. данном температурном интервале достаточно хорошо совпадают с экспериментальными.

Понижение темйературы ниже 900°С приводит по данным наблюдений деформационного рельефа к переходу от поперечного скольжению к обычному гомогенному скольжению преимущественно по одной плоскости. Расчитанные с учетом пороговых напряжений значения энергии активации монотонно понижаются с ростом нормированных напряжений до значений близких к энтальпии самодиффузии. Такое поведение многими 'исследователями обычно трактуется как результат развития диффузионно-контролируемых процессов переползания дислокаций. Однако, изменение энергии активации при изменении напряжений

указывает на необходимость рассмотрения и других моделей. Расчет энергии активации по модели Блюма дал значения близкие к экспериментальным в ограниченной области напряжений, которые соответствуют температурам деформации 700-800°С. Данная модель предполагает, что деформация контролируется возвратом дислокаций вблизи субграннц. При этом, в процессе деформации устанавливается динамическое равновесие между выходящими и входящими в субграницу дислокациями.

Температура 600°С - это переходная область от зоны действия степенного закона к действию чисто экспоненциального. Для описания действующих здесь механизмов деформации на стадии установившегося пластического течения наиболее подходящей представляется модель, основанная на двух независимых механизмах деформации: диффузионно-контролйруемом переползании дислокаций в субграницах, и контролируемом отдельными препятствиями скольжении дислокаций внутри субзерен. При понижении температуры скольжение дислокаций, контролируемое отдельными препятствиями, становится основным механизмом деформации.

ОСОБЕННОСТИ ДИНАМИЧЕСКОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ СТАЛИ 15Х25Т.

Проведенный анализ деформационного поведения ферритной стали в широком температурном интервале открывает возможности для решения другой важной задачи, а именно: проанализировать влияние особенностей механизмов пластической деформации в ОЦ1С-металлах с высокой ЭДУ на структурные изменения. Такой анализ имеет большое значением плане исследования механизмов эволюции структуры. Как видно из* представленных данных, феноменология и кинетика развития ДР в ферритной стали нетипична для большинства материалов. Вид кривых о-е в общем случае характерен для динамического возврата, а образование рекристаллизованных зерен пойле больших степеней деформации одновременно в большом количестве наблюдали только на материалах с ОЦК-решегкой. Анализ результатов механических испытаний и микроструктурных исследований показал, что это связано с особенностями пластической деформации ОЦК-металла с высоким значением ЭДУ, что, в свою очередь, приводит к реализации специфических механизмов ДР в ферритной стали.

Исследования тонкой структуры образцов после деформации в области 900-1100°С показали, что малоугловые границы обладают высокой подвижностью. Нг ранних стадиях деформации отдельные субграни^м теряют свою уникальнук способность к миграции. Уменьшение подвижности малоугловых границ зереь может быть связано с трансформацией ромбовидной сетки в гексагональную путе& расщепления одного стыка винтовых дислокаций на два тройных с образование*, малоподвижной краевой дислокации по реакции: а/2[! 11]+а/2[|П]=а[100]

Малоугловые границы притягивают к себе как отдельные дислокации, так и другие :убграницы, обладающие достаточной подвижностью и имеющие соответствующий зектор Бюргерса. Несмотря на частичную анигиляцию дислокаций обеспечивается устойчивый рост плотности дислокаций в границе и, соответственно, угла эазориектировки с увеличением степени деформации, что в свою очередь еще 5ольше снижает подвижность данной границы. Происходит^ концентрация :уммарной разориентировки различных частей исходного зерна в малоподвижных :убграницах. -----------1

Границы рекристаллизованных зерен начинают формироваться на ранних тапах деформации в виде сетки субграниц деформационного происхождения. По iepe развития деформации, образовавшиеся субзерна. деформируются вместе с [сходным зерном и, в результате действия описанного выше механизма ДР, рансформируются в удлиненные зерна с высокоугловыми границами общего типа. ' этим связано нетипичное для большинства материал"» с^й»^"""": ¡ормирование большого колкчегх»« -^ны'ятч'с^йикых после больших

гепеи»» --^.^рминич -г дпя динамического возврата вид кривых ст-е.

Характерной особенностью структурных изменений при Т=600°С является оявление полос сдвига на ранних стадиях пластического течения. Ведущей модой еформации становится фрагментация. На установившейся стадии пластического гчения переползание дислокаций по фрагментарным границам вносит значительный клад в общую деформацию. Одновременно этот процесс приводит к зансформации границ фрагментов в границы общего типа. С ростом степени гформации на месте фрагментйрованной структуры образуются кристаллизованные зерна. После больших степеней деформации полосы сдвига зедставляют собой конгломераты мелких зерен. При понижении температуры вклад 1ффузионно-контролируемого переползания дислокаций по границам ¡формационного происхождения в общую деформацию уменьшается, а >нтролируемого препятствиями движения дислокаций в теле зерен увеличивается, оответственно, затрудняется формирование рекристаллизованных зерен. С рагментацией связан и другой феномен: необычное влияние размера исходных рен на ДР.

ДИНАМИЧЕСКАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ СТАЛИ I5X25T ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ.

Анализ экспериментальные результатов показал, что в ферритной

ржавеющей стали при' комнатной температуре (Т<0.2ТПл) развивается

1намическая рекристаллизация, которая отличается от ДР, протекающей при

шышенных температурах деформации. Установлено, что особенности

наблюдаемой низкотемпературной ДР связаны с характером пластической деформации.

На графике зависимости микротвердости от степени деформации четко выделяются четыре интервала, сильно различающиеся скоростью деформационного упрочнения. На ранних стадиях деформации (е^1) наблюдается двухкратное увеличение микротвердости относительно недеформированного состояния. В интервале 1<е<2 интенсивность упрочнения падает: микротвердость увеличивается менее, чем на 10%. Увеличение деформации до е=4 приводит к резкому увеличению микротвердости (на 50%). В интервале 4<е<7 интенсивность упрочнения с увеличением деформации вновь уменьшается. Увеличение е от 4 до 7 приводит к увеличению микротвердости только на 10%.

На ранних стадиях деформации плотность дефектов кристаллического

строения возрастает, что приводит к увеличению микротвердости. Топографические

исследования свидетельствуют о локализации пластического течения и развитии

вторичного скольжения. Формируются сетки из пересекающихся деформационных

микрополос. Данная сталь имеет высокую энергию дефектов упаковки, что

обусловливает высокую подвижность дислокаций. Под действием высоких

локальных напряжений происходит перестройка дислокационных скоплений с

образованием субграниц. Формированию субграниц способствует перенасыщена

материала вакансиями, что в целом ускоряет диффузионные процессы. Т.о., I

а

интервале 1<е<2 интенсивно развиваются процессы динамического возврата которые приводят к формированию субзерен с размером 0.3 мкм. С этим связанс уменьшение деформационного упрочнения.

Динамическая полигонизация приводит к повышению однородное™ / пластической деформации. В интервале 2<е<4 наблюдается значительное увеличенш внутренних напряжений. Это приводит к развитию ДР. Формируете) сверхмелкозернистая структура со средним размером зерен 50 нм. Развитие низкотемпературной ДР после е=4 приводит к уменьшению степеш деформационного упрочнения. Данные электронно-микроскопических исследованш показывают, что границы этих зерен не являются равновесными. Подобная ситуаци. характерна для низкотемпературной ДР в. целом.

В заключение следует отметить, что ДР в ферритной нержавеющей стали пр! комнатной температуре наблюдается только после больших степеней деформация Ее феноменология определяется характером пластической деформации Множественное скольжение и локализация пластического течения приводят формированию субзеренной структуры. Микротвердость возрастает в два раз относительно недеформированного состояния. Более однородная деформация поел е=2 приводит к формированию субмикрокрисгаллической структуры, при это достигается трехкратное увеличение микротвердости по сравнению

недеформированным состоянием. В рекристаллизованных зернах. имеются значительные упругие напряжения.

ВЫВОДЫ

В работе на примере ферритной нержавеющей стали 15Х25Т проведено систематическое исследование эволюции микроструктуры при деформации ОЦК-материалов с высокой энергией дефектов упаковки в широкой температурной области.- Исследованы дислокационные механизмы пластической деформации, показана тесная взаимосвязь последних с особенностями структурных изменений.

1. Установлено, что зависимость деформационного упрочнения от температуры деформации в интервале е=20-30% имеет немонотонный характер. В высокотемпературной области при деформации со скоростью in-3—' коэффициент упрочнения увеличивается с понижением т\цил>*т?ru 01 ' МПа при 1100оС до 1б±5 МПа пои ""'СС- <fj"i Т-»«»"°С наблюдается падение упрочнения поя»-гп«4*и ' -о нучт МПа). Понижение температуры

ни*» fCG C ведет к резкому росту коэффициента упрочнения до 280 ICQ МПа при 400°С.

2. В температурных интервалах, отличающихся механическим поведением формируется различная микроструктура. Развитие динамической рекристаллизации наблюдается при высоких температурах 900-1100°С и при Т=600°С. Формирование новых зерен при комнатной температуре происходит только после больших степеней пластической деформации.

3. Наблюдается четкая корреляция между микроструктурными изменениями и механизмами пластической деформации. Формирование высокоугловых границ зерен в процессе деформации происходит в условиях действия нескольких систем скольжения: в области высоких температур (900-1100°С) где интенсивно развивается множественное поперечное скольжение, при Т=600°С и при комнатной температуре где наблюдается локализация пластического течения и активизация вторичных систем скольжения. При Т=700-800°С действует преимущественно одна система скольжения, динамическая рекристаллизация в этом температурном интервале не развивается.

4. Феноменология и кинетика динамической рекристаллизации стали I5X25T в области высоких температур связана с развитием множественного поперечного скольжения. В процессе деформации происходит образование сеток дислокаций и последующее их взаимное слияние, которое приводит к постепенной

• трансформации отдельных малоугловых субграниц в высокоугловые границы зерен во время деформации,- При 600°С эволюция микроструктуры характеризуется развитием фрагментации. С увеличением степени деформации^ наблюдается локальное развитие динамической рекристаллизации. Этому "

способствует активизация диффузионных процессов по границам фрагментов, которая приводит к трансформации последних в границы зерен общего типа. Уменьшение исходного размера зерен приводит к подавлению фрагментации в процессе деформации при 600°С и затрудняет динамическую рекристаллизацию.

5. В высокотемпературной области (900-1100°С) энергия активации обратно-пропорциональна приложенным напряжениям: Q-(260±30)+(680±70)/~ (КДж/моль). Понижение температуры деформации ниже 800°С приводит к увеличению кажущейся энергии активации до 2000 КДж/моль, показатель степени при напряжении при этом увеличивается до 50. Применение модели пороговых напряжений позволило скорректировать термоактнвационные характеристики. Для энергии активации деформации получены значения близкие к энергии активации зернограничной диффузии.

6. Установлено, что феноменология пластической деформации в области 900-1100°С с удовлетворительной точностью может быть описана поперечным скольжением по механизму предложенному Фриделем. При температуре 600°С феноменология деформационного поведения крупнозернистой стали на установившейся стадии хорошо описывается моделью, основанной на действии двух независимых механизмов деформации: контролируемом отдельными препятствиями скольжении дислокаций внутри фрагментов и переползании по границам последних.

7. Во время пластической деформации стали 15Х25Т с большими степенями пр>и комнатной температуре развивается динамическая, рекристаллизация. Локализация пластического течения на ранних стадиях'деформации приводит к образованию субструктуры с размером субзерен около 0.3 мкм. Повышение однородности дефармации после е>2 приводит к формированию субмикрокристаллической структуры с размером зерен около 50 нм, при этом достигается трехкратное увеличение микротвердости по сравнению с недеформированным состоянием. В рекристаллизованных зернах имеются значительные упругие напряжения.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. A.Belyakov, R.Zaripova, R.Kaibyshev and G.Salischev. Mechanisms, of the formation of high angle grain boundaries during the hot deformation of stainless steels // Colloque de Physique. - 1990. - Col. Cl, suppl. - nl. - Tome 51. - pp. Cl-435-C1-438.

2. А-.Беляков, Р.Кайбышев. Структурные изменения при горячей деформации нержавеющих сталей // МиТОМ. - 1992. - N5. - с. 19-23.

3. A.Belyakov, R.Kaibyshev, R.Zaripova, High-temperature mechanism of dynamic recrystallization of ferrite steel II Proc. of Int. Conf. Recrystallization'92. - TTB. -Brookfield. - 1992. - pp.385-390.

4. А.Беляков, Р.Кайбышев. Структурные изменения во время деформации ферритной нержавеющей стали при 0.5Тт // ФММ. - 1993. - т.76. - N2. - с.64-71.

5. A.Belyakov, R.Kaibyshev. Structure evolution of Cr25 ferriîic stainless steel during deformation at temperature of O.STm II Proc. of Int. Simp. Strip Casting Hot and Cold Working of Stainless S-. els. - Xerox Tower. - Quebec. - ' '93. - pp. ¡55-165.

6. А.Беяяков, Р.Кайбышев, Структурные изменения в ферритной стали при горячей деформации //ФММ. - 1994. - т.78. - N1. - с.91-97.

, 7.—А.Беляков, Р.Кайбышев. Механизмы деформации высокохромистой ферритной стали. Часть I. Феноменологический анализ // ФММ. - 1994. - т.78. - N2. - с, 170179.

8. А.Беляков, Р.Кайбышев. Механизмы деформации и особенности динамической рекристаллизации ферритной стали II ДАН. - 1995. - т.340. - №2. - с !?; ¡24.

ДО "¡'рафика' 1 \ci -иеч. I. I ираж НЮ ж<. Чак. 322. 26.04.95