Морфология и разрушение пакетного мартенсита тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

/г»?

ГОСУДАРСТВЕННЫЙ КОМИТЕТ СССР 1Л

ПО НАРОДНОМУ ОБРАЗОВАНИЮ /

московский

ордена октябрьской революции и ордена трудового красного знамени институт стали и сплавов

На правах рукописи УДК 669.112.34.017.3:[539.25/26 + 539.4]

андреев Юрий Гаврилович

МОРФОЛОГИЯ И РАЗРУШЕНИЕ ПАКЕТНОГО МАРТЕНСИТА

(по наблюдениям на монокристаллах) Специальность 01.04.07 — «Физика твердого тела»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Москва 1990

Работа выполнена в Московском институте стали и сплавов.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук КАПУТКИНА Л. М„ доктор физико-математических наук КУРДЮМОВ В. Г., доктор физико-математических наук ОРЛОВ Л. Г.

Ведущая организация — Институт физики металлов УрОАН СССР

Защита состоится « » 1990 г. в 15 ч. на

заседании специализированного Совета Д.053.08.04 при Московском институте стали и сплавов (117936, Москва, ГСП-1, Ленинский пр., д. 4).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов.

Автореферат разослан « » 1990 г.

Ученый секретарь специализированного Совета

Ю. С. СТАРК

Актуальность темы. Пакетный или реечный мартенсит являющийся основной структурной составляющей большинства высокопрочных сталей, имеет многоступенчатую иерархии строения. Внутренние поверхности раздела - границы и субграницы - играют решающую роль в процессах пластической деформации и разрушения мар- • тенсита, поэтому изучение морфологии важно не только для понимания механизма мартенситного превращения, но и для управления структурой при формировании механических свойств стали. Имеющиеся в литературе многочисленные экспериментальные данные • о строении пакетного мартенсита, полученные на сплавах различного состава, в различном состоянии, разными методами и при исследовании морфологически сложной, кристаллографически ориентированной структуры в случайных сечениях, во многом'противоречивы и не могут быть однозначно интерпретированы. Изучение структуры и свойств пакетного мартенсита на псевдомонокристаллах (закаленных аустенитных монокристаллах) имеет ряд преимуществ. Больше размеры пакетов позволяют четко установить взаимосвязь морфологии с кристаллогеометрией, наблюдать деформацию и разрушение на образцах определенной кристаллографичес- \ кой ориентировки, изготовленных из одного пакета. Отсутствие в псевдомонокристаллах границ зерен аустенита облегчает исследование двух других, преобладающих поверхностей раздела - границ мевду кристаллами мартенсита в пакете и границ на стыках различных пакетов. С другой стороны, отсутствие принципиальных различий морфологии шртенсита в монокристаллах и обычной поликристаллической стали позволяет распространять основные заключения и выводы на пакетный мартенсит'вообще, с учетом отличий, связанных с влиянием границ зерен.

Цель исследования. В диссертации поставлены и решены следующие задачи: Разработка методов исследования структуры, деформации и разрушения кристаллографически ориентированных од-нопякетных образцов псевдомонокристаллов мартенсита; исследование морфологии и кристаллогеометрии пакета мартенсита для понимания его происхождения а разработки структурной модели; • систематизация всех внутренних поверхностей раздела в мартенсите; выявление ведущих процессов микромеханики разрушения пакетного мартенсита; совершенствование методов термической обработки некоторых высокопрочных сталей со структурой пакетного мартенсита.

; 4

Научная новизна.

1. Получены количественные данные о морфологии и измерены с повышенной точностью ориентировки мартенсита в псевдомоно-

[ кристаллах ряда конструкционных сталей и сплавов на основе железа.

2. Уточнена кристаллогеометрия деформации решетки при мар-тенситном сдвиге. "Второй" сдвиг происходит в плоскостях (III), (III) и (III) аустенита в направлениях их пересечения с плое-" костью "первого" сдвига (III)^. Отклонение от соответствия Курдвдава-Закса - результат скольжения в тех же системах в 'аустениге и в еовпадандих системах в мартенсите.

3. Разработана пространственная структурная модель мар-гбнеитного пакета, в которой положение реек каждой из шести

I ориентирювок связано с кристаллогеометрией сдвига при их образовании, а упаковка - случайное переплетение, в результате столкновений после автокаталитического зарождения в процессе аккомодации.

4. Систематизированы внутренние поверхности раздела в мартенсите.

Границы между кристаллами - малоугловые или близкие к ре-'гулярным, являются границами кручения и, следовательно, малоподвижны и труднопроницаеш дои движущихся дислокаций.

Границы между пакетами состоят из фасеток двенадцати типов разворота, из них 77. % большеугловых, 17 % близки к регулярным и б % малоугловые.

5. Исследована анизотропия пластической деформации и разрушения пакета. Наименьшее сопротивление пластической деформации при максимальных касательных напряжениях в плоскости габитуса (011)^ )| (III)j-. При максимальных нормальных - наибольшая вязкость разрушения.

6. Изучена кристаллогеометрия и шкромехаюша разрушения пакета.мартенсита. Разрушение перед фронтом магистральной трещины происходит сколом крупных кристаллов и блоков мелких кристаллов только, в плоскости (001перпендикулярной оси тетра--тональности. Работа разрушения расходуется на срез перемычек п< периметру фасеток. Скол заметной работы не потнцает. .

Прч -196 °С скол происходит по всем трем плоскостям flOOj уменьшается радиус пластической'зоны, возрастает вязкость разрушения.

7. Показано, что наводороживание маргешитного пакета сни-глот вязкость разрушения, охрупчивая, в отсутствие границ зе- . рен аустешгга, габитуекые границы мартенситных кристаллов.

8. Во многопакетных псевдомонокристаллах разрушения по границам между пакетами не происходит как при комнатной температуре, так и при -196 °С и после наиодорояивашзд.

9. Изучена кинетика образования "вторичного" аустенита при перестаривании мартенеитностареющей стали Н18К9М5Т и его стабилизация при комнатной температуре.

Практическая значимость работы.

1. Разработана система методов исследования строения, до- . формации и разрушения морфологически сложных структур типа пакетного мартенсита на кристаллографически ориентированных срезах и образцах. Разработан метод получения монокристаллов низкотемпературной фазы сплавов, претерпевающих полиморфное превращение.

2.' Разработаны и внедрены режимы термической обработки, обеспечивающие повышение трещиностойкости и технологической пластичности тонколистовой мартенеитностареющей стали Ш8КЭМ5Т.

3. Создана математическая модель, позволяющая прогнозировать неравномерность свойств по сечению при старении крупногабаритных изделий из мартенситносгарегацей стали Ш8К9М5Г.

4. Построена термокинетическая диаграмма охрупчивания стали Н18К9М5Т, позволяющая прогнозировать степень схрупчиваюя в зависимости от скорости охлавдения после высокотемпературного нагрева. Оптимизирован режим термической обработки для уменьшения охрупчивания.

5. Оптимизированы и внедрены режимы термической-обработки тонколистовой высокопрочной стали ЗЗХЗСШЖ, обеспечивающие повышение конструктивной прочности. Изучена склонность этой стали к водородному охрупчиванию и замедленному разрушению.

Результаты разработок внедрены в производство с экономи-■ ческим эффектом 751480 рублей, доля МИСиС 375740 рублей.

Апробация работы. Результаты работы докладывались на Международной конференции по мартенситным превращениям 1С0МАТ-77' (Киев, 1977); Республиканском семинаре "Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных, жаропрочных, порошковых и инструментальных сталей и сплавов" (Ленинград, 1982); Всесоюзной конференции "Структура и свойства

границ зерен" (Уфа, 1983); Научной сессии молодых ученых (София, 1983); Всесоюзной конференции "Интеркристаллитная хруп, кость сталей и сгщавов" (Ижевск, 1984); П Всесоюзном симпози-■ уме по механике разрушения (Житомир, 1985); У Всесоюзной конференции "Текстура и рекристаллизация в металлах (Уфа, 1987).

Публикации'. По результатам работы имеется тридцать три публикации.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, библиографии и приложения, содержит страниц машинописного текста, рисунков, таблиц. Приложе-

ние - " стр.» библиография наименований.

СОДЕРЖАЩЕ РАБОТЫ

Исследование пакетного мартенсита выполнено ка закаленных аустенитных монокристаллах т.н. псевдомонокристаллах - рада конструкционных сталей и сплавов на основе железа (табл.1). Монокристаллы аустенита выращивались на лабораторной установке по модифицированному методу Бриджмена. Образовавшиеся в конической част: тигля с расплавом зародыши '¡¡"-фазы растут в поле температурного градиента при вытягивании в зону с более низкой 'температурой. Условия кристаллизации обеепечизали образование плотного без заметной, пористости и усадочной .раковины слитка с колебанием химического состава по длине кристалла в пределах марочного. Псевдомонокристаллы мартенсита сталей 37XH3A и 33X3-СНМЮА Получали непосредственной закалкой аустенитных монокристаллов, в масло с температур кристаллизации 850 и 950 °С соответственно.

Для монокристаллов сплава Х8, содержащего 0,05...О,5 % , претерпевающего после затвердевания полиморфное сl-—f превращение, нарушающее монокристальюсть, был разработан комплексный метод (авт.спид.№ 813980), в котором выращенные описанным вше методом аустенитные монокристаллы сплава 100X8, подвергались обезуглероживающему отжигу при 1150 °С в атмосфере влажного водорода- до получения различного содержания углерода. По. окончании выдержки образцы закаливали в 10 % растворе МаСС и получали' псевдомонокристаллы мартенсита нужного состава.

Стальные монокристаллы имеют текстуру роста и ячеистую субструктуру кристаллизации [lOQ]f. Ячейки с боковой огранкой по (100) у- имеют длину равную размеру монокристалла и поперед-

Таблица I

Химический состав исследованных сталей (тсс. %)

Марка стали : С : О : N1 : Со : Мо = Б1 : Мп : Т1 : А1 : 5 : Р

37ХНЭА пл.1 0,37 1,50 3,05 _ _ 0,15 0,33 _ _ 0,023 0,020

пл.2 0,40 1,22 3,35 - - 0,30 0,42 - - 0,025 0,025

ЗЗХЗСНМЮА пл.1 0,31 3,00 1,10 - 0,40 1,10 0,65 - - 0,007 0,015

.пл.2 0,31 3,20 1,13 - 0,40 1,20 0,62 - - 0,007 0,019

100X8 0,98 7,89 - - - 1,10 0,20 - - 0,010 0,010

иемзтю 0,01 ' - 18,75 - 3,37 0,10 0,10 0,57 0,29 0,004 0,005

Ш8К9М5Т пл.1 ВД 0,019 .18,06 8,75 4,96 0,07 0,10 0,70 0,12 0,008 0,008

пл.2 ВД 0,027 - 18,20 9,07 5,00 0,07 0,10 0,61 0,09 0,0014 0,009

пл.З ИД 0,013 - 18,63 9,08 4,70 0,06 0,10 0,51 0,09 0,0019 0,008

пл.4 ИЛ 0,007 - 18,16 9,20 4,49 0,03 0,10 0,61 0,08 0,0014 0,009

пл.5 ВД 0,010 - 18,60 8,70 5,1 0,10 0,10 0,86 - 0,005 0,008

БД - открытая индукционная выплавка с последующим вакуумно-дуговым переплавом. ИЛ, ВД - вакуушо-индукционкая выплавка с последующим вакуумно-дуговым (ВД) или электроннолучевым (ИЛ) переплавом.

ные размеры, определяемые в основном скоростью движения фронта кристаллизации (табл.2). Полностью монокристальными получа-

■ лись 1-2 образца из десяти, остальные были би-, три-нристаль-ными или крупнозернистыми поликристаллами. Разориентировка зерен не превышала 10°.

На травленных шлифах псевдомонокристаллов пакетная структура видна невооруженным глазом. Каяодый шкет связан плоскостью габитуса своих кристаллов с одной из четырех плоскостей (Ш)р следовательно, в пределах монокристалла аустенита образуются •только четыре типа пакетов.

Границы дендритных ячеек в стали 37ХЮА не препятствуют росту пакетов - границы пакетов не совпадают с границами яче-

■ ек, а размеры' пакетов на 1-2 порядка больше размеров ячеек (табл.2) . В стали ЗЗХЗСНШЙА при примерно том же ¿.азмере ячеек, что и в стали 37ХНЭА, пакеты также на порядок крупнее ячеек, хотя в среднем мельче, чем в стали 3?ХКЗА,и. их границу иногда совпадают с границами ячеек. Размер пакетов в .этих сталях

не зависит от условий кристаллизации и определяется условиями охлаждения при относительно мягкой закалке (охлаждение вместе ■с тиглем в масле образцов диаметром 6 ым). N • В стали Н18МЗТЮ вследствие сильной ликвации на границах дендритных ячеек остается непревращевдый аустенит и размеры пакетов при разных скоростях охлаждения не превышали размеров ячеек. Образцы из сплавов типа Х8 закаливалъсь в виде пластинок тощиной I мм'в 10 % растворе . Размеры пакетов при .такой резкой закалке получались в несколько раз меньше размеров ячеек (табл.2).

Больше размеры мартенситних кристаллов и пакетов позволяют проводить исследования в пределах одного пакета и изготавливать образцы,ориентированные по определенным кристаллографическим плоскостям. Совмещение световой микроскопии, рентгеновской дифрак: гометрии, просвечивающей электронной микроскопии м микродифракции позволило получить количественные данные о форме,' размерах, ориентировке и взаимном расположении кристаллов в пакете и установить связь морфологических характеристик с кристаллогеометрией превращения.

В большинстве случайных сечений, не совпадающих с плое-сокстао габитуса (III), структура пакета представляет собой систему параллельных кристаллов аналогичную наблюдаемой в поли-

Таблица 2

Характеристики структуру псевдомонокриеталлов

Сталь :Раамер об-:Размер дендрит. ¡Размер '.Размеры мартенситных кристаллов:Пропорции :разца, мм :ячейки, мм :пакета,:длина ,мкм:ширина, :толщина : : :

37ХЮА 0 18 0,28+0,06 1-25 27,1+1,0 4,-7+0,1 1,8+0,02 15:2,5:1

37ХЮА 0 6 0,25+0,09 1-25 8,4+0,2 . /'1,8+0,08 0,76+0,01 11:2,5:1

ЗЗХЗСНМВЗА 0 б 0,39+0,04 1-5 5,2+0,2' 1,4+0,1 0,72+0,01 7,5:2:1

05X8 сЬ I 0,27+0,04 "0,1 9,5+0,2 2,1+0,04 1,2+0,02 8:2:1

20X8 Ф I . 0,50+0,09 0,06 11,8+0,2 2,0+0,02 1,7+0,02 • 7:1,2:1

50X8 . Ф1 0,40+0,08 0,07 7,о7о,1 1,4+0,02 1,0*0,01 7:1,5:1

щемзтю

У=6 мм/мин • 0 б 0,22+0,05 ' 0,14

\(=18 мм/мин 0 6 0,16+0,04 0,12

У*40 мм/мин 0 б 0,05+0,02 0,11 Л

кристаллических сталях и давшей мартенситу с такой морфологией название пакетный. Резко отличается от нее структура в маловероятном при случайном сечении срезе по CIII), являющейся общей для всего пакета плоскостью габитуса. Если в первом случае кристаллы водны "в толщину", то здесь "плашмя" (в длину и ширину), образуя систему из трех направлений, угол между которыми 60+3°.

Четко выявленные крупные кристаллы занимают около 25 % площади. Найденная точечным методом доля кристаллов каждого из трех направлений не противоречит предположению о равенстве объемов кристаллов трех направлений. Однонаправленные кристаллы образуют пары, разнонаправленные сталкиваются. Вероятно нруп-j ные кристаллы рождаются первыми, и размеры образующихся позднее ограничены столкновениями с ниш. На оптических микрофотографиях стали 37ХЮА в плоскости (III) у- различимы, по крайней мере, три порядка разнонаправленных кристаллов и только саше мелкие, возникшие в последнюю очередь в промежутках мевду ними, образуют группы из параллельных кристаллов.

На значительной доле площади структура в промежутках меж- ■ ду крупными кристаллами при оптических увеличениях из-за пилоте размера кристаллов не разреааетея. Просвечивающей электронной микроскопией наряду с крупными кристаллами, соизмеримыми с наблюдаемыми при оптических увеличениях, выявляются и более мелкие кристаллы тех же трех направлений и качественно не отличающиеся от них по внутреннему строению. Очевидно, в псевдомонокристаллах мартенсита уже при оптических увеличениях виден наименьший•элемент структуры.

Просвечивающая электронная микроскопия показывает, что и при больших увеличениях во всех изученных сталях мартенсит имеет типичное для реечного (пакетного) типа строение: ряды парал-' лельных реек на негабитуешх фольгах, преимущественно дислокационную внутреннюю структуру. Интересны результаты "наблюдений на фйльгах в габитусном сечении. На панорамных снимках видны широкие кристаллы трех направлений с нечеткими размытыми границами из-за hjc большого наклона по отношению к пучку. Эти кристаллы без видимых субграниц с однородной по виду дислокационной структурой. Встречаются, хак и на оптических снимках, группы однонаправленных кристаллов толщиной 0,1-1 мкм. На негаби-турных фольгах-(Ш) у в кристаллах "видны суб границы параллель-

ше габитусшм границам и отходящие от них двойники. Характер дислокационной структуры в габитусном и негабитусном сечениях кристаллов различен. Недостаточное разрешение, составляющих ее дислокаций не позволяет определить и:: векторы Бюргерса. Плотность дислокаций, измеренная на электронно-микроскопических снимках,_р =7.Ю-*-® см~'~ - меньше, чем в поликристаллических сталях. Мартенсит в псевдомонокристаллах имеет определенное сходство с типом I по классификации В.И.Изотова, но плоскость габитуса ближе к (XII) ■¡р , чем к (225)^- , а блоки параллельных реек не связаны с крупными кристаллами.

Большинство исследований пакетного мартенсита показывают, что кристаллы имеют форму реек с соотношением размеров а>Ь>с. Зависимость размеров мартенситных кристаллов от величины зерна аустенита наблюдали во многих работах, но. есть данные и об отсутствии такой зависимости. Измерения проводили разными методами на разных сплавах, после различной термической обработки, поэтому отделить влияние величины зерна от других факторов вряд ли возможно.

В монокристаллах, в отсутствие границ зерен можно набля-ч дать влияние химического стстава и скорости охлаждения при закалке (табл.2). Скорость охлавдения сплавов Х8 выше, чем стали ЗЗХЗСНШЙА, размеры пакетов меньше, тем не менее размеры кристаллов в них больше. Нет корреляции и с размерами пакетов. В то же время и в стали ЗЗХЗСШВ1А и в сплавах Х8 максимальные размеры кристаллов негревышают размеров дендритных ячеек. Не исключено, что более высокое содержание хрома и других карбидо-образующих элементов увеличивает степень ликвации,и границы ячеек становятся препятствием для роста первых кристаллов.

Во всех случаях форда кристаллов реечная. Наибольшую вы-тянутость имеют кристаллы стали 37ХНЭА, причем тем большую, чем больше средние размеры кристаллов, связанные с более медленным охлаждением пгч закалке образцов большего размера. Стали ЗЗХЗСШВФА и сплаьы Х8 с разным содержанием углерода имеют меньшую вытянутость и более близкую к игольчатой форцу Ь/с < 2.

Наблюдение на габптусных шлифах в пределах пакета шести типов кристаллов и наличие в пакете шести ориентировок мартон-сита означает, что каждый тип кристалла соотиетствует одной ориентировке. Совместным анализ морфологии и кристаллогеометрии позволяет установить закономерности упаковки кристаллов в паке-

те. Рентгеновское определение ориентировок мартенсита выполнялось на однопакетных образцах псевдомонокристаллов сталей 37Х-НЗА и 3363СНМВЗД при съемке шлифа в общей для всего пакета плоскости габитуса (Ш)^-. На дифрактометре ДРОН-0,5 вГеК^-иэлучежи определяли ориентировку отрадения {220} ^ . Условия отражения (0 =72°20 ) позволяют получать пять из шести рефлексов ■ {ПО}^ для каждой из шести ориентировок мартенсита в пакете. Образцы сплавов 05X8, 20X8 и 50X8 также снимали в плоскости (III) , но из-за малого размера пакетов отражение получали от всех 24х ориентировок. Взаимное расположение полюсов шести ориентировок на полюсных фигурах мартенсита позволяет определять ориентационное соответствие даже с отсутствие отраже-, ний от аустенита. Для сталей 37ХЮА и ЗЗХЗСШМА получено ори-1 ентационное соответствие промежуточного типа (табл.3), наблюдаемое ранее В.М.Счастливцевым с соавторами в псевдомонокристаллах, стали 37ХША. и ряда других конструкционных сталей.

Таблица 3

Ориентационное соответствие в пакете мартенсита стали 37ХЮА

№ ориен-: тировки : Параллельные плоскости : : ■ Направл.сост.угол 2,5°

мартенсита : аустенита : мартенсита : аустенита

I ОН III III 011

2 011 III. III 101

3 ОН III III 101

4 ОН III III ПО .

■ 5 . ОН III III ПО

б ОН III III он

Сравнение микроструктуры в плоскости габитуса и полюсной, фигуры показывает, что

направление вытянутости кристалла может либо совпадать с одним из направлений {ПО}^, входящим в ориентационное соответствие, либо образовывать с ним угол 60°. Эта неопределенность' устранена сопоставлением электронно-микроскопических фотографий структуры и микродифракции. На 24х фотографиях с учетом развсрота электронограмм длинные оси кристаллов с точностью до 2° совпадали с [ПГ] или (п I] ^,

Очевидно, что такая связь морфологии и ориентационного соответствия обусловлена кристаллогеомегрией мартенситного

превращения, осуществляемого двумя принципиально различными деформациям?. Гомогенная деформация или деформация решетки обес- , печивает перестройку решетки Г1[К и СЦК, а деформация аккомодации обеспечивает пластическую релаксацию напряжений, возникающих на границе мартенсит-аустенит пледствиа изменения объема-и формы при превращении."

Используемая для описания деформации ргшетки при мартен-ситном' превращении схема Бейна весьма наглядна, но не приводит к действительно наблюдаемым в сплавах на основе железа ори- ентационным соответствиям (ОС) Курдомова-Закса (К-3), Нищиямы (Н) и промежуточному Грейнингера-Трояна (Г-Т). Дополнительные повороты для получения этих ОС являются чисто.математическими преобразованиями и вряд ли соответствуют*действительной траектории смещений атомов. Кооперативному характару перемещения атомов и наблюдаемым ОС значительно лучке соответствует двухсдви-говая схема деформации решетки Курдюмова-Закса, в которой "первый" сдвиг b,. = °/I2 происходит в плоскости nL=I/\f3 (III)j-и по симметрии возможен в трех направлениях [211] , [l2l] j- и {П2]р Он является сдвигом с инвариантной плоскостью и создает необходимое для ОЦК решетки чередование плотноупакованных плос гостей, переводя трехслойную укладку плоскостей (III)у в . двухслойную. "Второй" сдвиг увеличивает угол между на-правлешями плотной упаковки в (III) у с 60° до 70°32 , не меняя порядка укладки. Для того, чтобы плоскость (011)^ оставалась параллельной (П1)у , плоскость должна быть перпендикулярна п^ , а вектор Бюргерса Ъг-h^Nj . Так как направление "второго" сдвига [Oll] ^, то плоскость Пг (2П)у-(для I ориентировки). Для получения ОС Н "второй" сдвиг должен состоять из двух равных сдвигов з пересекающихся плоскостях (211) и (121)у в направлениях [Olfj и [iOljj-, соответственно, а для ОС Г-Т из двух не равных сдвигов.

Предпочтительность схемы К-3-для описания деформации решетки при мартенситном у— «ч* превращении определяется еще и тем, что она состоит из простых сдвигов в системах скольжения ГЦК решетки и не противоречит дислокационному механизму процесса.При этом деформация аккомодации в матрице будет протекать в этих же системах, а для релаксации внутри кристалла есть хорошо совпадающие с ними системы скольжения в ОЦК решетке. Напряжения в кристалле и матрице снимаются движением полных дислокаций

- 14

(-b^H^f-bjJn}. При равномерном их распределении в плоскостях, параллельных К , пластическая релаксация тоже однородна. Если формоизменение превращения полностью компенсировано скольжением внутри исталла, не будет ни напряжений, ни разворота решетил относительно соответствия, определяемого схемой деформации решетки. Отклонение от него - следствие неполной или негомогенной релаксации. Выход некоторого числа полных дислокаций . из кристалла в границу означает разворот кристалла "навстречу" развороту от мартенситвого сдвига. Накопление же дислокаций сжольжения внутри кристалла ранее их выхода на границу будет проявляться в деформации кристаллов (изгибе или кручении) и размытии рефлексов. Для разворота без деформации дислокации 'скольжения ,* ->лжны покидать кристалл. Ориентировка матрицы при этом неизменна, ибо накопление в ней дислокаций из разных кристаллов с разными о дав'* нулевую тензорную плотность дислокаций. Измеряя с достаточной точностью величин/, геометрию и рассеяние разворота решеток мартенсита и иустешта, можно проверять гипотезы о механизме превращения.

Повышение точности анализа ориентировок мартенсита достигалось за счет более точного определения полярных координат и объединения оценок матриц повороаа по всем шести ориентировкам в пакете и по воем исследованным пакетам. Проиццицированная экспериментальная полюсная фигура представлялась в вкде_шести (по количеству ориентировок) пучков единичных векторов -

1,2...6 - номер ориентировки мартенсита в пакете, j- -1,2...6 -номер рефлекса • включая отсутствующие, в каждой ориен-

тировке). Если ось Z- совпадает с нормалью к плоскости шлифа (Ш)^-, а осьХ - с началом отсчета угла f , то прямоугольные координаты вектора А £%,

Дта теоретической полюсной фигуры, где плоскость (OIÍ)j совпадает с плоскостью хО^, направление [Oll] - с^осыо у, а направлена [ЮО] - с осьюX , единичные векторы Д,; равны 1/2[i, V?, I], I/Zfcl.V?, Ij, I/21-I, -VF, I], 1/2[I,-vi I], [Oía . [OOlJ для плоскостей (НОЦ , (ÍIO)^ , (ÍOI)^ , (ÍOI)^ ,(OIÍ)^ и (011)^ соответственно. • _

Вращая как целое пучок из шести векторов УЦ совмещали_со-ответствуюцле векторы с пучком экспериментальных векторов Ам

поочередно для каждой ориентировки и умножением на матрицу поворота Кц: _ • .

Для наилучшего совмещения до минимума суммы квадратов угловых отклонений:

аппроксимирующий пучок А0] вращали на ЭВМ СМ-4 с шагом Л =0,001 рад поочередно вокруг каадой из осей ЭС , ^ ,Ъ .

Остаточное среднеквадратичное угловое отклонение наблюдавшихся вектороя пучка определялось какТак как при аппроксимации вращался весь пучок из шести векторов^- ,то для каядой ориентировки вычислялись координаты в■;х шести рефлексов {НО}, в том числе координаты центрального рефлекса (011)^ • -Д'с.6 и отсутствующего по условиям съемки рефлекса (011)^ - . Затем в решетке мартенсита были выбраны единичные ортогональные векторы 3 =1/^2 [ОПЪ - нормаль к плосости сдвига,

Ё>4 % 1=Г/</3" и В2Лй =1/\/3"[П]Ъ - направления плотной упа-:овки иХ =$'(1. Очевидно, что . Из товдестз [ш] =

=( [ПО] -1/2 [101] -Г/2 [ГОф и [Ш] =( [ПО] - 1/2 [101] - 1/2 [10^ ) следует, что&и5

Ортогональные единичные векторы составляют три век-

тор-строки матрицы Н , описывающей поворот решетки мартенсита относительно осей координат образца. Единичные векторы решетки . аустенита П составляет

матргцу Р поворота а,усгеш»та относительно тех же осей. Исходная ориентировка зустенита была найдена из предположения о .ом, что все шесть ориентировок- мартенсита симметричны относительно нее. Для такой ориентировки аустенита направление К" задано суммой всех векторов Н^ ориентировок мартенсита

•£51

Для определения векторов Ь^ через щьй проводили плоскость симметрии, вкотсрой лежал вектор Ь(,. Поскольку два ортогональ-•шх вектора М^ и В;, сохранят без потерь всо добытую из' эксперимента информацию об ориентировке и условием с.лмметрии ''улет ло-

16_ _ . '

парно равное отклонение векторов В иМ от плоскостей п\г;тз11; УПГ6, удовлетворяющих условию (игл =0) и различающихся пов'о-, рогом на угол +2/31Г около оси 7Г . Плоскость симметрии для ' одной пары ориентировок мартенсита

Определив таким же образом и , поворачивали их на

угол +2/37Г около осигГ (к положению "Ра,)

Тогда наилучшее положение плоскости М12 равносимметрич-I нов относительно всех шести ориентировок мартенсита определялось как

■

Для ориентировок 3, 4, 5, 6 направления и УУ1Г4 задаются

'поворотами на +2/3Т около П '

ыif *vxn " tm1 m"V *11'" 2*•

Направления W^nri и совпадают с направлениями плотной 'упаковки в плоскости (III) исходного аустенита, поэтому выбранные единичные векторы в решетке аустенита

"Б=-lo 6= - vn ; 1Я.

Третья группа единичных векторов в решетке аустенита, совпадающая с направлением I сдвига по схеме К-3 определялась ка

. Для ориентировки_мар;генсита i поворот ее осей 1ц относительно осей Т^Ь.^ аустзнита задан матрицей Т^ :

I Pl «Ч*

откуда T^sRjpr ж, где Pt - транспонированная матрица.

Компоненты матрицыTj^ опредэлякт угол поворота cJ решетки

мартенсита относительно решетки аустонита

и направляющие косинусы оси поворота

^. ьо^ъ^Ъ^-Ьи . tX4.fr

Средние для всех шести ориентировок значения

дают полное описание превращения. Рассеяние конечных результатов описывают дисперсии углов

s:=íi # (Ul-J); gjzfc|-д)2

и дисперсии средних значений

г с2 <г2 л г-г

Л- = ¿ü • Ss - ¿а. • с- - X, <s ' J* 6 ' о? •nf" '

Традиционные характеристики ОС - угол отклонения плоскости сдвига р и угол между направлениями .плотной упаковки V оп~ ределяли соотношений

и усредняли для шести ориентировок (табл.4).

■Таблица 4

Крисгаллогеометрические характеристики'пакетного мартенсита,град

З&кйлкй

(ЗЗХЗСНМША) 3,5 0,5 -0,98856 0,14913 0,6+0,2 3,5+0,5

Закалка 2,6 0,2 -0,99124 0,13001 0,4+0,1 2,6+0,2

(37XH3A) ' • ' ' ~ ~ *

100 2,9 0,3 -0,99065 0,13623 0,5+0,2 2,9+0,3

200 • 3,1 0,4 -0,98429 0,16488 0,6+0,3 3,0+0,4

300 ' 3,0 0,2 -0,98786 0,15688 0,Ekp,3 3é0+0,3

400 3,0 0,2 -0,99094 0,13243 0,4+0,1 3,CW3,2

500 2,9 0,1 -0,99585 0,09063 0,зТ0,2 2,9+0,1

600 2,9 0,1 -0,99874 0,10383 0,4+0,1 2,9+0,1

700_ 2.8 0.2 -0.96847 0.14573 0.5^0.2 2.7^0.2

£

Значимые отклонения плоскости С011)^ от (III) ^ означают, что плоскость "второго" сдвига не перпендикулярна плос-дсости (Ш)^. Анализ этого отклонения позволяет уточнить геометрию сдвига. . _

Мартенситный сдвиг в системе , Ь4 порождает дислокации той же системы,'которые создают разворот кристалла ^вокруг оси Т^-И^Ь.,. Разный выбор системы второго сдвига >\,ЬЛ да- . ет разное направление второго разворота -Е^Т^х .. Поскольку все £¿><<1, допустимо векторное сложение поворотов

¿0= +

Разложение измеренного 57 на составляющие с^А и определяет^ , величицу нескомпенсированной пластической релаксации 1 и для первого и второго сдвига в отдельности,. Разло-

жение приемлемо, если отклонением от плоскости незна-

чимо, то есть • _

Средние значения'углов поворота со дисперсий углов и составляющих разложения измеренного угла оТ в четырех различных пакетах стали 37ХНЭА представлены в таблице 5.

Таблица 5

ч . Значения углов, градусы

№ па-: кета : ш а.) , : Н : • , а-) ■ ; Ч. : Гч"; и><" : ;

I 2; 7 0,4 . 0,6 к., о 0,5 0,6 2,6 0,1

2 3,0 1,0 1,0 2,7 0,5 1,0 2,6 • 0,1

3 2,8 0,5 0,3 2,2 1,1 0,3 2,5 0,7

4 3,5 1,4 0,6 1,7 0,8 0,6 2,6 0,4

Сред. 2,8 0,3 0,7 2,5 0,6 0,7 2,6 0,1

Средние значения по четырем пакетам посчитаны с учетом весов величин для каждого, пакета. Вычисления проведены для двух гипотез о геометрии второго сдвига: а) в системе (2П)у ¡01^ и б) в плоскости плотной упаковки (П1)у ¡011]у.

Для каждого из четырех пакетов разложением вектора поворо-. та На компоненты был найден угол поворота от релаксации в системе "первого" мартенситного сдвига "второго сдвига" -Ц (для двух вариантов его геометрии (а) и (б)), а также про-

екция и)j поворотам на ось » то есть "остаток"

от разложения, характеризующий расхо:еде!ие с моделью "двух • сдвигов" (табл.5). Оба варианта дают одинаковый поворот от релаксации "первого сдвига", а также "второго сдвига". Однако для варианта (а) "остаток" oJ» значимо отличается от нута, тогда как в схеме (б) (со сдвигом в плоскости плотной упаковки по системе [Ollfj- (III)j- ) остаток незначимый.

Таким образом, из двух моделей лучше согласуется с наблюдениями схема "второго" сдвига э плоскости плотной упаковки аустенита. Это соответствует пластической' релаксации скольжения в двух плоскостях;"первый" сдвиг [ll3 (П1)£ снимается равным скольжением в системах [01l]y (III)y и [iOljj- (Illfy-,'" а "второй" - скольжением по [Olljy. (III)j-. Для пластической релаксации в мартенсите существуют хорошо совпадающие с ними системы скольжения [ill] и pll] в плоскости (011)^ для "первого" сдвига и [III] в плоскости (ПО)^ - для "второго". Плоскости "первого" и "второго" сдвига пересекаются по общему направлению [Oll] р совпадающе^ с экспериментально наблюдаемым направлением вытянутости кристаллов.

Из этой схемы релаксации следует, что все петли дислокаций от "первого" сдвига движутся к боковым и торцевым границам рейки, от "второго" - к габитусным и торцевым. При этом все векторы Бюргерса дислокаций в мартенсите принадлежат плоскости (011)^ Ц (IIDjj-. Находит объяснение и большое различие разворотов от "первого" и "второго" сдвигов (табл.5). Вследствие хорошего совпадения систем скольжения в кристалле и матрице большая часть дислокаций от релаксации "первого" сдвига может уйти в матрицу. Ориентировка матрицы при этом не изменится, т.к. накопление в ней дислокаций с разными векторами Б»-ргерса от разных кристаллов дает нулевую тензорную плотность. Для "второго" сдвига совладение систем скольжения хуже и винтовые дислокации,оставаясь в габитусной границе и накапливаясь в кристалле, будут создавать разворот кручения.

Качественно оценить пропорции такой рейки можно из условия разной поверхностной энергии ее граней. Суммарная плотность поверхностной энергии рейки

II - аЬу€+осу~а + &сГз Unoв а

Соотношение любых двух размеров рейки при постоянном третьем (С=С0*ий) может быть получено минимизацией энергии двух поверхностей при \fcconst ( У- оЛе^ у^м к и).

ипо&- у + $ а Дифференцируя по длине и ширине, получим

= ££. _ о; = ;

У^о л £3\г - 1/ \Г ■

откуда

a*tr*t Q ^ • ^

и отношение длины и ширичы о __ £з

Аналогично, при а. =?c<s>n-ät

Uovb Л тр I/

дб ' Tr^ V Вс с* v

я отношение ширины к толщине с:

откуда о. : е>; с а f3 • fcj f4 Поверхностная энергия y^sJOl и, следовательно, а. с - Ы3:о1Л { dt Частично когерентная габитусная поверхность раздела, содержащая только винтовые дислокации, имеет, очевидно, наименьшую поверхностную энергию, боковая содержащая дислокации только от"первого" сдвига - промежуточную, а торцевая с двумя системами пересекающихся дислокаций - наибольшув, т.е. <^3>oi_2>o|t Если принять, как для когерентного -двойника, для габитусной-границы Ы -0,01, то при а:6:С »10:3:1 Ыга 0,03; 0,1.

Рассчитанная максимальная толщина когерентной рейки.при тех же размерах в плоскости габитуса,должна быть на порядок ме-, ньше наблюдаемой, что наряду с высоким значением химической движущей силы мартенситного превращения подтверждает определяющую роль релаксационных процессов в формировании реечного мартенсита.

По совокупности данных о морфологии и ориентировках мартенсита в псевдомонокристалле разработана структурная модель пакета, в которой положение каждой рейки связано с кристалло-геометрией ее образования. Общая плоскость ^'первого" сдвига и общая плоскость габитуса всего пакета означает, .что пакет зарождается от одной рейки, которая задает ориентировку всего пакета. Процесс, образования пакета носит" автокаталитический цепной характер, т.к. на стыках кристаллов разных ориентировок происходит частичная, компенсация полей упругих напряжений. Так при образования пары типа 1-6 снижаются напряжения в плоскости "второго" сдвига, в любой паре кроме одноименных снижаются напряжения в плоскости "первого" сдвига, компенсация краевых компонент поля происходит в стыках "торец в торец" (1-2),"бок-в бок" (1-6),"торец в бок" (1-4). Эти пары обнаруживаются металлографически. В дальнейшем кристаллы переплетаются случай- . ным образом, поэтому кроме энергетически обусловленных грани -чащих пар обнаруживаются и все другие, включая одноименные. На габитусных снимках различимы по величине по крайней мере, три порядка кристаллов. По-видимому, образовавшиеся первыми кристаллы ограничены в своем росте только столкновениями с дру-* гими пакетами, образующиеся позднее, в промежутках между ними -столкновениями с образовавшимися ранее кристаллами. Самыми последними образуются группы тонких параллельных реек одной ориентировки с прямолинейными деформационными границами мевду ними. В пределах пакета равенство объемных долей реек шести ориентировок обеспечивает полную ко^енсацию сдвигов и их .остаточных упругих полей и частичную компенсацию тетрагональных искажений.

Полученная при анализе ориентационного соответствия матрица поворота решеток мартенсита и аустенита в псевдомонокристалле стали 37ХНЭА была использована для анализа методом РСУ внутренних поверхностей раздела - границ между кристаллами шести ориентировок в пакете и границ между кристаллами 24 ори-

ентировок на стыках пакетов.

В пределах пакета при соответствующем выборе ортонормирование базисов А (п ,Ь ,1 ) в решетке аустешта иМ(М ,В,и в каждой из шести решеток мартенсита (табл.6) разворот решеток мартенсита и аустенита единообразно определяется полученной из эксперимента усредненной для всех шести ориентировок матрицей

0,999982 0,001024 0,005941 Г = -0,001024 0,998974 0,045269 -0,005941 -0,045269 0,008957

Таблица 6

Ориёнтировка ортонормировании: базисов в решетках аустенита и ^мартенсита и два мартенеитных сдвига в координатах аустешта

№ ори-: Аустенит енти- : ровки

Мартенсит

N

В

I,

I сдвиг : П сдвиг

плос-:нал-:пло с-:напра-кость:рав.:кость:вление

I III '01Т 211 ОН II 211 I I 112 III ОН

2 III Юх 121 ОН II 211 I I 112 III 101

3 III 101 121 ОН II 211 I I 211 III 101

4 ■ III 110 112 ОН II 211 I I 211 III по

5 ■III йо 112 ОН II 211 I I 121 III но

6 III он 211 ОН II 211 I I 121 III 011

Кристаллографическая связь всех шести систем координат в аустените дает возможность привести выбранные базисы к общепринятой для кубических решеток системе координат и представить кадцую ориентировку мартенсита в системе координат любой другой ориентировки. Матрица преобразования, связывающая попарно все ориентировки внутри пакета

где - матрица поворота, связывающая выбранные базисы 1-той и ¿-ой ориентировок в решетке аустенита.

В парах одинаковой ориентировки (1-1) разворот определяется' рассеянием углов в пределах ориентировки. По угловой ширине рефлекса рентгеновской дифракции на сфере проекций это рад-сеяние составляет 4-6°, то есть любые границы в этих парах -это малоугловые границы смешанного тута. Вследствие симметрии

Кц-Т^Г1

третьего порядка плоскости (Ш)а и симметрии второго порядка плоскости (0П),Л остальные пары могут быть разделены на следу- . ющие гру,..ы одинаковой раэориентировки:

1. Пары, в которых ориентировки различаются направлрнием "первого" сдвига на 120°, но имеют одинаковый по отноше.1йю к "первому" "второй" сдвиг (табдб). Это 1-3, 3-5, 5-1 для одного направления "второго" сдвига и 2-4, 4-6, 6-2 для симметричного - тип 1-3".

2. Пары, в которых ориентировки имеют одинаковый "первый" сдвиг, но различный "второй":1-2, 3-4, 5-6 .- "тип 1-2".

3. Пары, в которых ориентировки различаются и "первым" и "вторым" сдвигом, г.^ичем "второй" сдвиг увеличивает разворот -1-4, 3-6, 2-5 - "тип 1-4".

4. Аналогичные пары, но "второй" сдвиг-уменьшает разворот: 1-6, 2-3, 4-5 - "тип 1-6".

Таким образом, кроме малоугловых границ мезду кристаллами одинаковой ориентировки, в пакете мартенсита существует еще четыре типа границ с точностью до знака разворота. Для их анализа достаточно исследовать по одной паре от каждой группы, например, 1-2, 1-3, 1-4, 1-6. Матрицы поворота этих пар

Для этих матриц углы и оси поворота приведены в табл.7. .

Таблица 7

Разворот решеток в паррх граничащих кристаллов в мартен-ситном пакете

Пара

со :0тклоне-:Ближайшая специ-:Отклонение от специаль-Г_Я1Т ;ние оси :альяая ориенти- :ной границы__

:П°ВГ0?т1Та:Р°ВКа • ':чистое кру-;чистый нах-1 - - :чение_:лон

:град

.(: , л. п . «_ .ченио_.лип

1-2 5,4 6,9 ОН . О I ОН 5,3 011 0,6

1-6 114,7 0,1 011 70,53 3 ОН 5,2'. ОН 0,1

1-3 120,0 0,3 011 58,99 33 ОН 1,0 ' 311 0,4

1-4 125,3 0,3 011 55,80 41 011 1,2 III 0,3

Пары типа 1-2 имеют- малоугловую разориентирогку на 5°21' вокруг оси, отклоняющейся на 6° от [011| первой решетки. Пары типа 1-3 и 1-4 имеют разориентирсгжи, близкие к специальным с£ = =33 иН =41. Пары типа 1-6 имеют разориентирооку, близкую к двойниковой с 2 =3,

Поворот решетки одной ориентировки мартенсита относительно другой задает только три параметра для описания плоской границы, другие два - это координаты плоскости границы в системе первой решетки.. Плоскость габитуса мартенситных кристаллов в пакете, определенная металлографически, близка к (III)a. Так ориентирована большая часть границ. Плоскость (И1)а симметрична относительно плоскостей (0П)М и, следовательно, задает симметричную границу. Кроме пар I-I все границы являются границами кручения с небольшими составляющими наклона. В паре 1-2 граница малоугловая ¿cJ=5,3°,А в =0,6°. Кристаллы в паре 1-2 образовались при одинаковом "первом" сдвиге Íjl2]a Ш1)а и различном "втором": [0IÍ}a (III)a и [lOÍ]a(IÍI)a соответственно. "Первый" сдвиг и его аккомодация происходят вдоль плоскости'габитуса, так что дислокации от него могли бы попасть в границу только вторичным процессом поперечного скольжения, что маловероятно. Разворот на границе должна создавать . аккомодация "второго" сдвига. "Второй" сдвиг в кристалле I вызывает скольжение аккомодации в системе [П^ (101)м, а в кристалле 2 - в системе [lííj м (101)м. Тогда ряды винтовых дислокаций а векторами Бюргерса Q/2 III м по одну сторону границы -и а/2 [ill] - по другую - расположены под углом <f = 65° и пот'й-1 =5,3 могут образовывать границу кручения с шагом hl=lf\4= /од =27 I, что при трансмиссионной микроскопии редко разрешимо.

Ближайшие специальные границы являются границами кручения (табл.7). В парах 1-3, 1-4, 1-6 разориентировни имеют малоугловые отклонения кручения (1,0°-5,2°) и наклона (0,1°-0,4°) от этих специальных границ. Кристаллы в паре 1-3 различаются системами и "первого", и "второго" сдвигов. Дислокации n/2[lT| от аккомодации "второго" сдвига [ilfj м (Í0I )м обеих ориентировок должны образовать в плоскости (ОП)м угол 120°. Если дополнительный разворот кручения Л1о>~1° создают решеточные дислокации a/2jllf]M, участвующие в деформации аккомодации в каждом из кристаллов пары, то шаг таких дислокаций в рядах bt= ---49,6 L .

В паре 1-4 разориентсровка списывается решеткой совпадающих, узлов cíO =55,9°,% =41 и дополнительным отклонением от нее: кручение а СО =1,2° и наклон а£1 =0,3°. Дислокации "второго" сдвига, развернутые на 60° вокруг [Olí] м ( ft/<¡ [llí\ (I0I)M в

кристалле I и °/2 [п^ (101 > в кристалле 4), по-видимому, и создают дополнительное кручение. Тогда их шаг в границе

= Ъ/ш =П7 а.

3 паре 1-6 ближайшая специальная разориентировка - двойниковая с 2Е. =3, но граница между кристаллами не совпадает с плоскостью двойникования в ОЦК решетке (211)^ , потому, что образуется не путем двойникования, а от столкновения двух независимо растущих кристаллов. "Второй" сдвиг при образовании кристаллов этих двух ориентировок происходит в одной плоскости в противоположных направлениях (табл.б). Решеточные дислокации, участвующие в его аккомодации (в кристаллах ориентировки I- а/2[лДм, ориентировки 6 - °/2|1п]м), при выходе на границу могут аннигилировать, так как вследствие разворота решеток их векторы Бюргерса направлены навстречу друг другу. Дислокации от аккомодации "первого" сдвига могут попасть в га-битусную границу только поперечным скольжением, что маловероятно. По-видимому, разворот Д<^=5,2° возникает при столкновении двух независимо растущих кристаллов. Разориентировка наклона в этой паре не превышает ошибки измерения.

Во всех случаях ориентировка векторов разворота согласуется с представлением о петлях дислокаций, окаймляющих рейку в результате деформации аккомодации скольжением в плоскости "второго" мартенситного сдвига.

Таким образом, в пакете мартенсита из пяти типов границ между кристаллами две (1-1 и 1-2) являются малоугловыми границами, одна (1-6) - некогерентная двойниковая и две (1-3 и 1-4) - близкие к регулярным (специальным) границам. При этом значимое (яи) =1,0+0,1° и 1,2+0,1°) отклонение от регулярности - кручение. Подвижность таких границ плохая, потопу что движение малоуглосых границ кручения должно сопровождаться перестройкой составляющих их сеток дислокаций. Поскольку образующие границу кручения винтовые дислокация составлтет угол У/ ^90°, граница имеет дальнодействующее поле напряжений 6~~&6/<2Ь что делает ее малопроницаемой для движущихся дислокаций. Угол разворота смежных кристаллов не зависит от толщины слоя, а котором содержатся создающие разворот дислокации. Ширина же дифракционных пиков достигает б° (сравнит с разворотом ли ),_. что свидетельствует о значительной деформации (кручении) крис- -таллов, то есть о том, что толщина слоя & с тензорной плот-

Ностыо дислокаций^гх, по обе стороны от которого существует разворот W*»B>jySz.x , соизмерима с размером кристаллов.

Топограммы дифракционных пиков показывают, что размытие неравномерно и соответствует геометрии аккомодационного сдвига при двухсдвиговой схеме превращения. В каждой из шести ориентировок мартенсита на одинаковое размытие рефлексов (110), (101), (101) и (ПО) от аккомодации "первого" сдвига((0П) , (ilii , IniJj ) накладывается различное по направлению размытие, связанное с поворотом от релаксации П сдвига. Треугольная форма размытия центрального рефлекса есть результат наложения размытий рефлексов (011) всех шести ориентировок преимущественно от аккомодации "первого" сдвига. Разное по направлению размытие рефлексов (011) двух ориентировок связано с различием систем "второго" сдвига. Оценка плотности дислокаций по величине уширения совпадает с изморенной методом просвечивающей электронной микроскопии.

Вследствие невозможности определения инструментальной ширины линии и величины уширения, надежная оценка плотности дислокаций, создающих разворот решеток, по величине размытия невозможна. Для приблизительной оценки за эталонную ширину принята далулирина наименее размытого из всех снимаемых рефлек-.сов, таким оказались крайние рефлексы в четверках. Среднее значение полуширины по четырем таким рефлексам составляет 1,5 +0,1°. Тензорная плотность дислокаций Jic^ - В/и.; , где ш -угол разворота, а В - размер.кристалла в направлении сдвига. Для 0J =0,05 рад и Б "32 мкм ji^IO^ см"^, что соответствует объемной плотности дислокаций J> не меньше Ю^® см-^. Плотность дислокаций, определенная по микрофотографии, полученных просвечивающей электронной микроскопией, методом секущих, составляет для псевдомонокристаллов мартенсита б^ЛО^ см Для образования высокоугловых границ при первичной рекристаллизации такая плотность дислокаций может оказаться достаточной. Но нужно учитывать, что движение малоугловых границ кручения должно сопровождаться перестройкой составляющих их сеток дислокаций, поэтому подвижность таких границ плохая, и текстура мартенситного превращения должна быть устойчива при высоком отпуске. После отпуска при 700 °С, I ч рентгенографически не обнаруживается появления новых и исчезновения старых ориенти-

ровок в пакете, а просвечивающая электронная микроскопия показывает образование субструктуры лолигонизации внутри мелких кристаллов, тогда как в крупных кристаллах при сохранении их реечной формы уменьшается плотность дислокаций, то есть происходит рекристаллизация на месте. Характерно, что в мартенсите обычной поликристаллической стали 37ХЮА при таком отпуске уже наблюдается рекристаллизация.

Далее был проведен анализ границ между пакетами. Всего в аустенитном зерне мевду четырьмя пакетами A(E>,Cu D возможны десять разных комбинаций ориентировок решеток на границе, составляющих два типа: I).границы между однотипными пакетами А-А, B-B, С-С, D-D; 2) границы меящу пакетами разных типов А-В, А-С, А-Б, В-С, B-D, C-D. При независимом зарождении пакетов границы образуются в результате случайного столкновения кристаллов. Вероятность образования границ второй группы втрое больше, чем первой, то есть при случайном зарождении пакетов должно быть 25 % границ типа А-А и 75 % - типа А-В.

По измерениям ориентировок мартенсита в крупном пакете псевдомонокристалла стали 37XH3A приведен анализ границ между пакетами, то есть границ, образованных кристаллами любой из шести ориентировок одного пакета, с кристаллами любой из'шести ориентировок другого пакета.

На границе типа А-А, где стыкуются одинаковые пакеты, все возможные разориентировки в фасетках, образующих границу, будут такими же, как внутри пакета, сопряжение кристаллов будет по плоскости (011)^ И (Ш)у- с обеих сторон.

В пределах одного пакета поворот его ОЦК кристаллов относительно общего базиса задан шестью матрицами Мс ( ¿ =1...,в).

ML=

\t с,

<яг ct

a» i С,

10,09211 0,14433 0,98511 10,71752 0,67660 -0,16622 -0,69045 0,72221 -0,04118

подучена из экспериментальных измеренийматрица „

°ч С1

Сг получена из М| перестановкой первого -6, -Ог -С!

и второго столбцов и изменением знака третьей строки, а матрицы Мд, М^ и М^, М^ - циклической перестановкой столбцов в М^ и М£ соответственно.

Вследствие симметрии взаимная ориентировка любой пары разных пакетов одинакова, так что достаточно рассмотреть только один тип стыка: А-В. Матриц ориентировок кристаллов в пакете В

в А I1 2 0

Ы^ = М^ Р, где Р = О I О 0 0 1

Каждый кристалл типа I из пакета А может граничить с любым из шести кристаллов типа ). в пакете В, образуя разориентировки

Для плоскости мартенситного сдвига в аустените есть три. направления "первого" сдвига и для каждого из них - два налрав-"" ления "второго" сдвига. Ориентировку мартенсита относительно вустенита однозначно задает геомзтрия мартенситного сдвига. Тогда существуют ровно двенадцать неэквивалентных (неприводимых тождественными вращениям базисного тетраэдра) взаимных ориентировок мартенситных кристаллов в разных пакетах, которые в таблице 8 записаны через принятые номвраориентировок,а также в обозначениях базисного тетраэдра, с факторами повторяемости соответствующих сочетаний.

" Экспериментально определенная матрица K¿j дает только одно из кристаллографически эквивалентных описаний разориентировки. Для сравнения со специальными разориентировками зги матрицы тождественными преобразованиями приведены к виду, дающему шншш&ный угол поворота <и (с наименьшим следом 5РК ) и в таком ввде внесена в табл.8 (приведены только ка/^«»^«^*

- остальные коэффициенты однозначно определены условиями ортогональности и нормировки на единицу). Эти двенадцать матриц К сравнивались с ближайшими по углу и оси разворота матрицам! И для специальных (регулярных) границ с числом узлов на ячейку решетки совпадений Н 50.

Отклонения от ближайших специальных ориентировок описываются матрицами . п |/*

След матрицы !->(< определяет угол отклонения АО = о-ьссе!

(табл.8). Соответствующие наименьшему отклонению Л СО значения 2 и ивдексы оси разворота (<1-)1<£>) регулярной границы приведены в таблице. Максимальный угол от-

Таблица 8

Границы между пакетами мартенсита

№ : Пата гру-орпенти- ппы: :Мартенситный :сдвиг в базисном тет-грагдре Матрица поворота Ш град. ! Ближайшая специальная ориен тировка Отклоне-:Час ние от :тотг спец. : ориентира

; :в пло-:скости ' а :в пло :скос. ь к,, Ы) 2 : & ;град. « ¡градзрад:

Г 1-1,2-2 Воб-ВС А/ь+т 0,997 0,014 0,014 0,945 19,7 410 13 22,а 100 5,6 4,2 I

2 3-3,6-6 0^+08 Сд+СА 0,97? -0,043 0,085 0,977 17,0 331 21 21,8 III 8,9 3,3 I

3 4-4,5-5 О^-ЮС Од+СО 0,991 0,047 -0,029 0,991 10,8 331 I 0 - 10,8 10,0 I

4 3-4,5-6 0о|+0В Сл+СО 0,992 -0,002 0,028 0,979 13,9 320 25 16,3 100 8,4 3,0 2

5 1-2 в^+вс 4»+АС 0,999 -0,044 0,044 0,944 19,4 810 13 22,6 100 4,0 •4,2 I

6 3-5,4-6 ОоМ)В 0,807 0,318 0,548 0,717 50,3 876 19 46,8 III 8,1 3,4 2

7 1-3,2-6 ш+вс С$+СА 0,793 -0,038 0,337 0,815 50,6 552 II 50,5 но 13,4 4.5 2

а 1-Ь,2-4 вивс ОД+ОС 0,785 0,065 0,376 С, 741 57,2 331 33 59,0 но 10,9 2,6 2

9 3-6 Бс^+ОВ 0/5+0А 0,788 -0,161 0,465 0,788 50,5 332 25 51,7 331 9,3 3,0 I

10 1-4,2-5 вл+вс С/ь+СО 0,820 0,021 0,344 0,781 51,9 762 25 51,7 331 2,9 3,0 2

п 4-5 шс 0,769 -0,276 0,536 0,769 50,3 III 19 ■46,8 III 4,4 3,4 I

12 1-6,2-3 в^+вс 0,757 0,008 0,403 0,781 55,8 331 25 50,5 но 4,4 3,0 2

8

клонения, при котором его можно полагать малым, оценивается как -j

где

По этому критерию группа 3 (6 % всех границ) имеет малоугло-вуо разориентировку, группы 5 и 10 - малоугловое отклонение от регулярных границ, все остальные (77 %) - разориентировки боль-шеугловые нерегулярные.

Таким образом, в отличие от границ между кристаллами внутри пакета, большинство границ между пакетами болъшеугловые нерегулярные (неспециальные). Так как плоскость границы (011^ является плоскостью габитуса только одного кристалла из каждой пары, все границы не симметричны.

Поскольку свойства нерегулярных границ - в отличие от регулярных - слабо зависят от ориентировки, плоская граница пакета представляется сравнительно однородной по свойствам нерегулярной границей с вкраплениями площадок "хорошего"сопряже-ния, имеющих площадь примерно pasty» поперечнику рейки.

Далее на кристаллографически ориентированных образцах, изготовленных целиком из крупных пакетов мартенсита изучена пластическая деформация и разрушение. Структурная анизотропия и кристаллографическая текстура мартенситного пакета должны приводить к анизотропии механического поведения- пакета - его пластической деформации и разрушения. Направления скольжения <110^ всех шести ориентировок в пакете обрадуют две группы: одна из них - это направления. [ill] и {jlf}, лежащие в плоскости габитуса (011)^ , другая - направления [ill] и ¡Ili), расположенные конусом вокруг нормали к плоскости габитуса (011)^ под углом 35° к ней. В первой группе для каждой системы скольжения в одном из кристаллов есть близкая к ней система в любом другом кристалле, то есть распространение скольжения из кристалла в кристалл через торцевые и боковые границы кристаллов может осуществляться относительно легко. Во второй же группе (за исключением пар типа 1-2, которые по условиям компенсации напряжений должны встречаться не часто) направления скольжения при переходе из кристалла в кристалл должны изменяться- на 30-70°. Если к тому же уче ть, что протяженность габитусных границ много больше, чем боковых и торцевых, да к тому же это границы кручения, то распространение скольжения в

31

этих системах должно осуществляться значительно труднее. Это означает, что в пределах пакета следует ожидать значительной анизотропии сопротивления пластической деформации. По аналогичным соображениям сопротивление разрушению также должно быть анизотропно.

Анизотропия механических свойств проявляется уже при измерении твердости в плоскости габитуса пакета (HRA =75) и в плоскости перпеццикулярноЯ габитусной (HRA=69), а также в форме отпечатка иадентора. Диаграммы сжатия различно ориентированных образцов соответствуют рассчитанным для них значениям фактора Шмида. Особенно сильное отличие в диаграмме деформации наблюдается для образцов ориентированных так, чтобы максимальные касательные напряжения были в плоскости габитуса. Значения СЗ^у них на 30-50 % ниже, чем при других ориентировках. Начальное напряжение для образцов всех ориентировок, полученное экстраполяцией к 6-0, значимо не отличается от нуля, что может быть следствием превраще:гия остаточного аустенита, который располагается на габитусных границах.

Рельеф на полированной поверхности образцов вокруг отпечатка ивдентора и на боковых сторонах образцов на сжатие показывает, что и на начальной стадии и при развитии пластической деформации она локализуется в плоскости габитуса. При ориентировке образца таким образом, чтобы касательные напряжения в плоскости габитуса равнялись нулю, скольжение вдет при больших напряжениях по плоскостям (101) и (101)^ параллельным негабитусным границам кристалла.

Изучение разрушения пакета мартенсита проводили при трехточечном изгибе микрообразцов (1,5x2,5x6,0 мм) с надрезом радиусом 0,025 мм и глубиной 1,2 мм. Исследовали пять вариантов положения плоскости надреза по отношению к ориентировке пакета: I - в плоскости (III)у, являющейся общей для пакета плоское -лью габитуса кристаллов всех шести ориентировок в пакете; П и_Ш - перпендикулярно плоскости (III)у- (П - (011)у, Ш -(112)у ); 1У - (011)^ и У - (110)^. Скорость нагружения 1,66 мм/мин, расстояние мевду опорами 5 мм. Из диаграмш нагрузка-прогиб определяли критическую интенсивность напряжений Кс и удельную работу разрушения f , на образцах после испытания измеряли боковую утяжку, радиус пластической зоны и ширину губ среза (табл.9). По наблюдениям в сканирующем микроскопе

Таблица 9

Механические свойства и характеристики излома пакета мартенсита (старение 3 г при 20 иС)

Номер :Число ¡Плоскость варианта:образ-:надреза

• (КМ)

:Утяж-Щк/м^ :мкм

Г

:Радиус .-Ширина: % :пласти-:губ :скола •.ческой -.среза,: :зоны, :мкм : :мш : :

Размер фасеток, мкм

е50°с-18 мкм)

I 4 (III) 78,6+2,5 21,6+1,6 16+2 152+21 137+7 4 +0,5 П.4±0,4 * 4,5+0,1

п 4 (НО) 72,5+3,3 18,4+1,7 15+1 125+6 144+5 19,4+ 5,23+0,19

ш 4 (211)' 69,9+3,1 17,1+1,5 13+1 112+18 131-й 25,6+ +1|2" 5,75+0,26

1У 3 (101) 63,2+1,6 14,0+0,7 12+1 100+12 135+3 22,3+ - +1,'г- 5,13+0,21

У 3 (ОН) 71,9+2,6 18,0+1,3 15+1 117+10 147+7 21,4+ - +1;г- 5,35+0,23

Поликрис- 51,9+1,6 9,4+0,6 10+1

талл(зак. 4 - 73+10 82+6 - -

<оЗ

го

*В числителе равноосные.

длинная ось фасетки, в знаменателе - короткая. Для других вариантов фасетки

при увеличении х2000 излом в плоскости габитуса состоит из крупных вытянутых фасеток и мелких равноосных ямок. Средний размер (фасеток соответствует средней ширине крупных мартензит-кых кристаллов на шлифе под изломом. Интегральная оценка на лазерном дифрактометре показывает два максимума в распределении элементов излома: 1,0-3,5 мим и 7-8 мкм, коэффициент анизотропии 0,64 и длинные оси спектра под углом в 60°. Около 4-площади излома занимают плоскодонные вытянутые фасетки длиной до 20 мкм и шириной около 8 мкм с соотношением осей 2,53+ 0,2. Угол между длинными осями фасеток околи 60° - как и между кристаллами в этой плоскости - это скол вдоль крупных кристаллов.

Изломы, перпендикулярные плоскости Ш1)д (вариантов (П и И) выглядят более хрупкими. До 20-26 % их площади занимают равноосные плоские фасетки скола со средним размером 5,3 и 5,7 мкм соответственно (ем.табл.9). Их окружают ямки.

Ориентировка фасеток скола относительно макроплоскости разрушения определена световой гониометрией и привязана к кри-сталлогеиметрии пакета на стереографических проекциях. В образцах варианта I фасетки принадлежат трем плоскостям, симметрично отклоняющимся от макроплоскости излома на 40-45°. Очевидно, это не расслой по плоскости габитуса (совпадающей с ма-кроиаломом), а скол. В пределах 5° фасетки скола совпадают с плоскостями [Ю0]м. В изломе варианта П (перпендикулярно длинной оси мартенситного кристалла) фасетки в основном двух ориентировок {Ю0)м по 9-11 % площади каждая. Здесь третья ориентировка наблюдается, но не фиксируется световой гониометрией, потому что эти фасетки перпендикулярны макроизлому. В варианте Ш (надрез вдоль длинной оси мартенситного кристалла) видны все три ориентировки (13, 6 и 7 % площади).

Разрушение по общей плоскости габитуса сопровождается сколами кристаллов всех шести ориентировок. Они скалываются независимо от того, лежат ли их длинные оси параллельно фронту трещины или под углом 60° к ней. Кристаллы одной ориентировки скалываются только по одной плоскости {100^ из трех возможных. В каждом кристалле есть вторая плоскость {ЮО] , в которой действуют точно такие же напряжения (так как она от-, клонена от макрс лоскости излома на тот же у* .л и одинаково

симметрично ориентирована относительно длинной <. л кристалла). Но в ней скола никогда нет. Если при идентичных напряжении и геометрии скол выбирает всегда одну из трех плоскостей ^ЮО} мартенсита, такой "физически выделенной" плоскостью должна быть (001). В отличие от феррита, скол мартенсита происходит только по нормали я его тетрагональной оси.

При ориентировке излома вариантов Я и Ш все кристаллы одного типа тоже скалываются только по одной плоскости. Хоти по /""иным световой гониометрии плоскость скола отклонена на 8.13° от{юо}м в сторону но зто те же кристаллографические плоскости, что и в изломе I, то есть перпендикулярные оси С . В образце Я есть .другая плоскость типа {юо}м> которая лежит точно -в плоскости излома, и нормальные напряжения в ней в 1,4 раза больше, но скол ид^-г не по ней, а наклонно к излому - избирательно по (001) . В образце Ш аналогичное отношение разрушающих напряжений в(0Ю)м и (001)м превышает 1,7. Предполагая, что скол возможен по едкой из плоскостей НО , изготовили образцы типа 1У и У. Но и здесь скол отклоняется на 8-10° от макроизлома, приближаясь к (001)м, а в варианте У скол шел по плоскости с таким наклоном, где напряжение было в 2,6 раза-меньше, чем в той из {100), где скола не было: для скола мартенсита гю плоскостям (100)м, (010)мтребуется напряжение по меньшей мере в 2,6 раза выше, чем по (001) - перпендикулярно оси С .

Фасетки разных ориентировок чаще располагаются попарно рядом, тримыкая друг к другу. Рельеф и иногда небольшие гребни внутри 'Ьа.сетки могут означать, что одна фасетка есть скол по двум кристаллам (есть пари кристаллов с почти совпадающей плоскостью ',001)) или по .руппе мелких кристаллов, принадлежащих гцной из шести ориентировок, „тазделенных малоугловыми границами.

Последовательность развития ямок и фасеток скола видна из сопоставления одних и тех же элементов излома на двух половинах- образца. Если макроплоскость излома параллельна экрану, оба рисунка излома должны зеркально совпадать. Для сопоставления с фотографии (х2000-3000) одной половины излома прорисовывали в стекло контуры фасеток, гребней и ямок и, перевернув, накладывали на ответный снимок. Контуры ямок и гребней

отрыва от обеих половинах излома в подавляющем большинства совпадают, а контуры плоских фасеток были взаимно сдвинуты на 0,3-3,0 мкм - тем больше, чем шире кромки среза по их периметру. Около 1/3 парных изображений фасеток неодинаковые и по размеру за счет пластического поворота. Это видно и из наложения пары профилей излома, определенных стереофотограму^три-чески. Фасетки, очевидно, образуются перед фронтом магистральной трещины, раскрываются и присоединяется к нему срезом по всему периметру. У большинства фасеток гребень только на половине периметра (другая его половина - на ответной фасетке).

Для всех ориентировок профиль трещины одинаков и состоит из крупных фасеток скола, среза по их краям г участков вязкого ямочного излома. На дне ямок среднего размера (3-5 мкм) видны плоские фасетки. Видимо, ямки образовались также сколом, но мелких кристаллов и позже, и у них доля среза больше. Измеренная как интегральной световой гониометрией образца, так и по 20-25 фасеткам стереофотограмметрячески (табл.Ю), для всех вариантов образцов разориентировка одноименных фасеток в среднем 10-19°, что и объясняет их отклонение ^т плоскости (001) . Уже после вскрытия фасеток микропластическая деформация разворачивает га к макроплоскости излома.

Крупные сколы, предшествуя общему разрушению "выключают из работы" значительную часть площади излома (до 26 %). С ростом этой площади работа разрушения падает линейно, скол почти не поглощает работы. Площадь тем больше, чем выше номинальное (без учета поля надреза) нормальное напряжение разрушения в кристаллографической плоскости скола. Плоские фасетки скола в 1,5-2,5 раза выше, чем соответствующие сечения реек в мартенсите. Возможно, почти весь скол перед фронтом трещины происходит в крупных рейках (шириной 1-10 мкм), которые занимают до 25 % объема пакета. Соответственно и набольшая площадь сколов достигает 26 %. В зтом случае в неотпущенном монокристалле мартенсита работу разрушения контролируют крупные рейки, а расходуется она, главным образом, на срез перемычек между основной массой фасеток скола на мелких рейках. Вязкость монокристаллов мартенсита примерно такая же, как в крупнозернистом поликристалле (закалка 12^0 °С, зерно 300 мкМ), но з 1,2-1,5 -раза выше, чем в мелкозернистом (18 мкм). Сопротивление пакета

. Таблица 10

Разориентировка одноименных фасеток скола в изломах ответных половин образца

Номер:Тип: Световая

вари-:фа-:-

анта :се-: :ток:

гониометрия

Я

левая:правая ¡левая:правая

Стереофотограмметрия

Ч>

левая

правая

левая

правая

угол разориентировки

I

I 119 126 42 44 114,8+5,3 :25,6т3,3 29,8+7,0 45,8+12,2 19,3+6,0

I 2 236 242 40 43 239,5+4,1 243,9+3,0 34,4+3,3 42,9+1,5 10,8+5,8

3 360 356 '39 42 369,0+5,2 346,0+5,9 34,4+10,6 43,8+2,8 13,7+5,8

л I 305 300 43 -41 305,0+á 9 315,8+5,3 38,6+2,7 31,8+3,4 15,3+4,9

2 114 134 32 38 116,2+4,4 128,5+5,1 39,4+2,9 39,4+3,1 16,5+4,3

I 86 99 ' 33 32 93,0+6,9 100,9+6,6 35,4+4,2 35,6+7,2 10,2+5,7

ш 2 221 212 57 55 217,7+9,3 208,8+7,4 50,6+10,2 68,7+2,7 18,1+5,2

3 318 311 54 53 331,1+5,5 316,7+2,6 57,6+7,7 55,8+2,3 14,7+5,0

со о>

* В световой гониометрии рассеяние по долготе У и широте /> менее +5°.

мартенсита разрушению анизотропно, так как доля крупных (3-15 мкм) фасеток скола зависит от нормальных напряжений в плоскостях скола к моменту разрушения.

Влияние отпуска исследовано на однопакетных образцах ориентировок I и П. Механизм разрушения не меняется. С тзмперату-рой отпуска увеличивается радиус пластической зоны, ширина губ среза и уменьшается доля кругашх фасеток скола.

Известно, что в пластинчатом мартенсите пластическая релаксация не обеспечивает полной компенсации изменения объема и формы при превращении. Высокий уровень внутренних напряжений приводит к образованию на границах и внутри крупных кристаллов -микротрещин. В поликристаллическом пакетном мартенсите подобных микротрещин не наблюдали, ко в крупнопакетном мартенсите в псевдомонокристаллах стали 37ХЮА после закалки и вылеживания при 20 °С в течение 3-6 месяцев они обнаружены.. Грещинц ориентированы по (001)^ и пересекают в толщину несколько параллельных реек, по-видимому, принадлежащих одной ориентировке. Они образуются в последнюю очередь в условиях ограниченных возможностей для пластической релаксации. Ориентировка трещин такая же как и фасеток скола в изломах, но удельная поверхность примерно в 10 раз меньше, то есть только часть фасеток связана с микротрещидами, образовавшимися до испытания. Большая же часть фасеток образуется непосредственно в процессе разрушения, ко с той же ориентировкой.

Снижение температуры испытания однопакетных образцов до -196 °С,в отличие от поликристаллических сталей, повышает вязкость разрушения при одновременном уменьшении макроскопических характеристик пластичности - ширины губ среза й радиуса пластической зоны. В изломе увеличивается доля скола, который происходит по всем восемнадцати плоскостям {Ю0^м шести ориентировок.

Высокопрочные стали со структурой пакетного мартенсита в присутствии водорода подвержены замедленному хрупкоьу разрушению, которое в основном происходит по границам зерен аусте-нита. Испытание однопакетных образцов позволяет исследовать водородное охрупчивание в отсутствие границ зерен и пакетов, то есть на уровне мартенситного пакета. Насыщение образцов водородом до 5.10"^ масс.% приводит к резкому снижению вяснос- ,

ти разрушения. Значение Кс по плоскости габитуса уменьшилось более чем в 2,5 раза и стало меньгае, чем К с. в поперечном направлении, которое, в свою очередь, уменьшилось в 1,7 раза. Соответственно уменьшились и все характеристики пластичности. Излом становится макрогладким, уменьшается амплитуда трещин. В образцах с надрезом по плоскости габитуса разрушение идет по габитусным границам,и излом резко отличается от излома образцов без водорода - четко видна связь со структурой пакета под изломом. Б поперечных образцах излом меньше отличается от не-■ наводороженных образцов, но содержит вторичные трещины, по тем же границам близким к (Ш)д. Очевидно, паводороживание сильно охрупчивает габитусные границы кристаллов.

Изучение водородопроницаемости пакета показало, что вдоль плоскости габитуса диффузия идет в 2,3 раза быстрее, чем в перпендикулярном. Диффузия водорода, видимо, вдет преимущественно по границам кристаллов и насыщает их.

Для изучения роли границ пакетов в пластической дефорыа-•ции и разрушении мартенсита испытывали многопакетные образцы , псевдомонокристаллов, не содержащие границ зерен аустенита. ^ри испытании на растяжение гладких образцов, ориентированных йб оси роста 1.001]^ псевдомонокристалл стали 37ХНЭА имеет . меньшее деформационное упрочнение, меньшую сосредоточенную деформацию при одинаковой равномерной и меньшее временное сопротивление разрушению, чем обычная поликристаллическая сталь 37ХША с зерном аустенита 18 мкм. Кроме отсутствия границ зерен и большего размера пакетов и кристаллов снижающих прочность по закону Петча-Холла, это различие может быть объяснено и специфической ориентировкой образца по [001]^г. При этом плоскости габитуса всех четырех типов пакетов обдуют с осью нагружения угол 55° и большие касательные напряжения в этих плоскостях приводят к разрушению срезом при малой сосредоточенной деформации. Это подтверждается и кикростроением излома, который состоит из участков среза по плоскостям габитуса с гребнями пластической деформации и отрыва на границах пакетов.

Излом образцов с круговым надрезом, испытанных на растяжение,- так же как и образцов с надрезом, испытанных на изгиб, макроскопически плоский. В микрокасштабе поверхность разрушения такая' же как и у однолакетвдх образцов (фасетки и ямки).

При переходе из пакета в пакет ступени на границах пакетов не образуются, строение излома не меняется. Псевдомонокристалл стали ЗЗХЗСНМВМ при той же морфологии, что и 37ХНЭА имеет вязкость разрушения и макрохарактеристики пластичности изломов значительно выше. Это связано с более вязким разрушением в пределах пакета - доля фасеток скола составляет всего 5-7%. Границы же пакетов в стали ЗЗХЗСШВФА также не участвуют в разрушении. При переходе из пакета в пакет наблюдается только изменение направления вытянутости фасеток и ямок, ступени на границе не образуются.

Испытанные для сравнения поликристаллические образцы обеих сталей разрушались в основном по телу зерна с отдельными участками зернограничного разрушения. В пределах зерна строение излома аналогично строению ямочной части изломов псевдомонокристаллов, но с меньшим размером ямок. Крупных фасеток скола очень шло.

Размер мартенситных пакетов в пределах одной стали не поддается регулированию имеющимися у нас средствами. Поэтому было исследовано разрушение микрообраацов из сплавов 15X8 и 50X8, в которых размер пакетов на 1-2 порядка меньше, чем в сталях 37ХНЭА и ЗЗХЗСНМВФА. Сплав 50X8 разрушается макроскопически хрупко без видимой утяжки, губ среза и зоны пластической деформации. Микростроение излома такое же как у псевдомонокристаллов.

Участие границ пакетов в пластической деформации и разрушении, по-видимому, определяется соотношением радиуса пластической зоны и размером пакетов. В сталях 37ХНЭА и ЗЗХЗСНМША размер пакетов много больше радиуса пластической зоны. Микро-плаетическал деформация локализуется в пределах пакета, не приводя к смещениям по границам пакетов. Такая же картина наблюдается и в сплаве 50X8 при много меньшем размере пакетов. В сплаве же 15X8 при том же размере пакетов радиус пластической зоны соизмерим с ним и разрушение происходит с образованием уступов среза по границам пакетов, а на боковых поверхностях образца образуется рельеф с периодом соответствующим размеру пакетов.

Водородное охрупчивание многопакетных псевдомонокристал- .• лов так же как в однопакетном образце происходит по границам

кристаллов, разрушения по границам пакетов не происходит.

На основе достигнутого понимания деталей структурных процессов деформации и разрушения пакетного мартенсита в различных условиях были предложены способы совершенствования термической обработки ряда ответственных изделий из высокопрочных сталей.

С использованием разработанных методов исследования было изучено влияние скорости кристаллизации (3...40 мм/мин) на структуру, степень ликвации и кинетику старения мартенситно-стареющей стали Щ8МЗТЮ, используемой в качестве присадочной проволоки при аргонно-дуговой сварке тонкостенных изделий. Максимальная прочность, достигаемая после старения при 450- ~ 500 °С, снижается с увеличением скорости кристаллизации. Полученные результаты использованы для корректировки режима сварки.

Исходя из предо'шлений о благоприятном влиянии тонких прослоек аустенита на трециностойкость мартенситных структур была изучена возможность повышения трещиностойкости тонколистовой мартенситностареющей стали Ш8КЭМ5Т за счет регламентированного снижения прочности. Изучена кинетика старения в широком интервале температур и ввдержек. Показано, что основной причиной снижения прочности и повышения пластичности и трещиностойкости является не перестаривание, как таковое, а образование "вторичного" аустенита, стабильного при охлаждении. При увеличении до 50 % количества стабилизированного аустенита наблюдается линейный рост <3^2. И <3^ .На этой основе, разработаны и внедрены в производство для ответственных тонкостенных корпусных изделий режим старения (570 °С, 4ч), обеспечивающий регламентированную прочность ( =1700 МПа) при значительном повышении трещиностойкости и надежности, и режим промежуточной термообработки, повышающий пластичность стали при холодной раскатке.

Одной из проблем использования мартенситностареющих сталей для крупногабаритных изделий является неравномерность свойств по сечению вследствие неравномерного прогрева при старении. Изучение кинетики старения стали Н18К9М5Т в широком интервале температур и ввдержек и расчет температурных полей позволили разработать математическую модель для прогнозирования изменения механических свойств по сечению изделия в процессе из-

отермического старения и при непрерывном нагреве и выбора режима старения для получения требуемого распределения свойств. Другой проблемой крупногабаритных изделий из мартенситноста-реющих сталей является их охрупчивание после высокотемпературного нагрева вследствие неизбежного замедленного охлаждения в интервале 700-950 °С. Изучена кинетика и построена термокинетическая диаграмма охрупчивания стали ШВК9М5Г различных способов выплавки, позволяющая прогнозировать степень охрупчивания по сечению изделий. Показано, что степень охрупчивагеш монет быть снижена рекристаллизационным отжигом и -оптимизированы режимы такого отжига (950 °С, 1,5 ч, 3 раза).

| галь ЗЗХЗСНМША, показавшая в монокристаллическом состоянии высокую трещиностойкость и малую склонность к водородному охрупчиванию, была исследована в тонколистовом сортаменте. Результаты исследований и оптимизированный режим термической обработки этой стали (повышение температуры закалки на 50 °С) использованы при корректировке технологических режимов, режимов испытания и условий эксплуатации ряда изделий. Результаты испытаю®, показавшие, что разрушение после сильного на-водороживания происходит преимущественно по грашщам зерен, разрушающее напряжение образцов с це!ггралькыи надрезом при растяжении со скоростью I мм/мин снижается в 3-4 раза, появляется склонность к замедленному разрушению с низким порогом (100 МПа), использованы для корректировки условий испытания и эксплуатации изделий. Оптимизирован режим термической обработки этой стали. Повышение температуры закалки с 950 до 1000 °С дает прирост кс на 6,1 МПа и на 50 МПа, за счет более полного растворения карбидов без увеличения зерна аустенита.

вывода

1. Разработана техника исследования структуры пакетного мартенсита на ориентированных срезах и образцах методами количественной рентгеновской и оптической гониометрии, стерефо-тограмметрии изломов, трансмиссионной и сканирующей электронной микроскопии, механических испытаний с кристаллографической ориентировкой образцов,трещин.

2. Из измерений морфологии и кристаллогеометрии пакетного" мартенсита при совмещении просвечивающей электронной и световой микроскопии, рентгеновской дифрактометрии и электронной

микродифракции на ориентированных образцах псевдомонокристаллов конструкционных сталей разработана пространственная структурная модель мартенситного пакета, отражающая следующие особенности его морфологии и кристаллогеометрии:

Шесть присутствующих в пакете кристаллографических ориентировок Курдюмова-Закса занимают равные объемы; кавдая ориентировка составлена из однонаправленных реек в плоскости (III)jp вдоль оси ^fIQ>, представляющей для нее направление "второго" сдвига, по которому плоскость "второго" сдвига (III)у-пересекается с плоскостью "первого" сдвига (III)у-; отклонение от точной ориентировки Курдюмова-Закса есть следствие скольжения в тех же системах и размыто по объему; упаковка реек в пакете - случайное переплетение, порожденное столкновениями после автокаталитического рождения в процессе аккомодации.

3. Из измерений средних ориентировок мартенсита в псевдомонокристаллах следует, что существуют пять типов границ между кристаллами в пакете, два из которых малоугловые, одна - некогерентная двойниковая и две близкие к регулярным. Отклонение от регулярности - кручение, поэтому границы малоподвижны

и малопроницаемы для движущихся дислокаций;

• Граница между пакетами является сравнительно однородной " нерегулярной границей с вкраплештями площадок хоропего сопряжения (б % малоугловых, 17 % близких к регулярным).

4. Сопротивление пластической деформации на 30-50 % меньше, когда максимальные касательные напряжения в плоскости габитуса. Соответствующая анизотропия твердости достигает 9 %.

5. Разрушение мартенситного пакета перед фронтом магистральной трещины происходит"сколом крупных кристаллов и блоков мелких кристаллов только в плоскости (001)м, перпендикулярной тетрагональной оси. Работа разрушения расходуется на срез перемычек по периметру фасеток. Скол заметной работы не поглощает.

При -196 °С фасетки скола образуются по всем трем плоскостям {100^ каждой ориентировки.

6. Сопротивление разрушению однопакетных образцов анизотропно: наибольшая вязкость разрушения и пластичность - когда макротрещина по плоскости габитуса пакета, что обусловлено разной долей крупных фасеток скола

7. Наводороживание мартенситного пакета охрупчквает границы реек в общей плоскости габитуса, снижает вязкость разрушения и изменяет кристаллографию излома.

8. Достигнутое понимание деталей структурных процессов деформации и разрушения монокристаллов позволило предложить и реализовать способы повышения прочности ряда конструкций из высокопрочных сталей.

1) Разработаны режимы повышения трещиностойкосги и технологической пластичности тонколистовой мартенситностареющей стали HI8K9M5T за счет образов алия "вторичного" аустенига при перестаривании.

2) Построена термокинетическая диаграмма для прогнозирования охрупчивания стали НГ8К9М5Т в зависимости от скорости охлаждения после высокотемпературного нагрева и оптимизированы режимы рекристаллизационного отжига для снижения охрупчивания.

3) Разработана математическая модель для прогноза и минимизации неравномерности свойств по сечению при старении крупногабаритных изделий из стали Н18КЭМ5Г.

4) Оптимизированы режимы термической обработки тонколистовой стали 33X3CHMBSA для повышения конструктивной прочности.

Результаты этих исследований использованы при выборе материалов и разработке технологических режимов ряда ответственных изделий.

Экономический эффект от внедрения некоторых из них составил 751480 рублей, доля МИСиС 375740 рублей.

Основные результаты опубликованы в следующих статьях:

1. Авдреев Ю.Г., Шгремелъ М.А., Девченко Л.Н., Мелехов Е.В. Упаковка кристаллов мартенсита в псевдомонокристалле. ДАН СССР, " 1977, 237, с.574.

2. Андреев Ю.Г., Штремель М.А., Девченко Л.Н., Заркова Е.И. Кристаллогеометрия мартенситнсго сдвига в крупном пакете, ФШ, 1983, 56, 4, с.784.

3. Андреев Ю.Г., Толстиков В.Н., Ревякина O.K. Термокинетическая диаграмма охрупчивания мартенситностареицей стали 03Н18К9М5Т-ВД. Изв.ВУЗов, Черная металлургия, 1985, 8, с.156.

4. Андреев Ю.Г., Толстиков В.Н., Ягубов С.А. Математическое прогнозирование неравномерности свойств по сечению крупно-'

габаритных изделий из мартенситностареющей стали, Изв.ВУЗов, Черная металлургия, 1986, б, c.IOI.

5. Ащреев D.T., Маркелов В.А., Давыдова A.B. Применение наводороживашя для создания центральной сквозной трещины при испытании тонколистовых образцов на вязкость разрушения. Заводская лаборатория, 1988, 3, с.74.

6. Андреев Ю.Г., Маркелов В.А., Штремель М.А., Савельева В.В. Микромеханика разрушения пакетного мартенсита. ЗШ, 1988, 66, 5, с.IOIО.

7. Маркелов В.А., Авдреев Ю.Г., Штремель М.А., Чижиков

В.И. Охрупчивание пакета мартенсита водородом. ФММ, 1989, 67,2,

8. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Намм C.JI., Хвалько В.Е. Рассеяние ориентировок мартенсита в крупном пакете и его изменение при отпуске. Изв.ВУЗов, черная металлургия, 1989, I,

с.107.

9. Авдреев Ю.Г., Заркова Е.И.,. Штремель М.А. Границы и субграницы в пакетном мартенсите. I Границы между кристаллами в пакете. ФММ, 1990, 69, 3.

10. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Штремель М.А. Границы и субграницы в пакетном мартенсита. П. Границы между пакетами. МШ, 1989 , 69, 4.

11. Андреев Ю.Г., Заркова Е.И., Мёжирова Е.М. Микротрещины в пакетном мартенсите. Изв.ВУЗов, Черная металлургия, 1990,

12. Авторское свидетельство № 813980 "Способ получения монокристаллов железосодержащих сплавов." Штремель М.А., Андреев Ю.Г., Вязьмина Т.М. 14.Х1Л980. •

с. 393

3