Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации
Проведено in situ изучение природы упрочнения аустенита высокоазотистой стали (ВАС) в процессе накопления пластической деформации в различных системах скольжения при контролированном сочетании деформации сжатия и кручения. In situ study of the nature of hardening the high-nitrogen steel (HNS) austen...
Збережено в:
| Опубліковано в: : | Физика и техника высоких давлений |
|---|---|
| Дата: | 2004 |
| Автори: | , |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Російська |
| Опубліковано: |
Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України
2004
|
| Онлайн доступ: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/168065 |
| Теги: |
Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Цитувати: | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации / В.Н. Варюхин, Н.Н. Белоусов // Физика и техника высоких давлений. — 2004. — Т. 14, № 2. — С. 7-19. — Бібліогр.: 25 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859756741943623680 |
|---|---|
| author | Варюхин, В.Н. Белоусов, Н.Н. |
| author_facet | Варюхин, В.Н. Белоусов, Н.Н. |
| citation_txt | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации / В.Н. Варюхин, Н.Н. Белоусов // Физика и техника высоких давлений. — 2004. — Т. 14, № 2. — С. 7-19. — Бібліогр.: 25 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Физика и техника высоких давлений |
| description | Проведено in situ изучение природы упрочнения аустенита высокоазотистой стали (ВАС) в процессе накопления пластической деформации в различных системах скольжения при контролированном сочетании деформации сжатия и кручения.
In situ study of the nature of hardening the high-nitrogen steel (HNS) austenite during the accumulation of plastic deformation in various sliding systems has been carried out at a controlled combination of compressive and torsional strain.
|
| first_indexed | 2025-12-02T01:29:52Z |
| format | Article |
| fulltext |
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
7
PACS: 62.20.Fe, 81.40.Vw
В.Н. Варюхин, Н.Н. Белоусов
ПРИРОДА УПРОЧНЕНИЯ АУСТЕНИТА ВЫСОКОАЗОТИСТОЙ СТАЛИ
В ПРОЦЕССЕ НАКОПЛЕНИЯ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Донецкий физико-технический институт им. А.А. Галкина НАН Украины
ул. Р. Люксембург, 72, г. Донецк, 83114, Украина
Статья поступила в редакцию 26 марта 2002 года
Проведено in situ изучение природы упрочнения аустенита высокоазотистой ста-
ли (ВАС) в процессе накопления пластической деформации в различных системах
скольжения при контролированном сочетании деформации сжатия и кручения.
Установлен линейный характер зависимости предела текучести ВАС от плотно-
сти накопленных дислокаций, что объясняется формированием наноразмерной
дипольной структуры в приграничных зонах локализованной деформации наиболее
активных зерен. Оценена характерная высота диполей h = (100−150) ± 30 nm. По-
казано, что при переходе от малых (3−6 циклов) величин накопления пластической
деформации кручения (НПДК) к большим (более 12) имеет место смена механиз-
мов упрочнения. Определена критическая плотность дислокаций Λ ≈ 1016 m−2, на-
чиная с которой наблюдается смена механизмов упрочнения.
Введение
Природа упрочнения металлов и сплавов в процессе воздействия и нако-
пления различных видов пластической деформации является одним из наи-
более дискуссионных вопросов в физическом материаловедении [1−5]. Это
обусловлено сложностью проблемы и в первую очередь связано с наложе-
нием и комплексным влиянием факторов деформационного [1,3], твердорас-
творного [2,4], структурного [5], латентного (скрытого) [6] и других видов
упрочнения, каждый из которых наиболее явно выражен в определенных
материалах с заданным видом структур и при выбранных режимах дефор-
мации.
Полученный к настоящему времени экспериментальный материал далеко
недостаточен для изучения вклада каждого фактора упрочнения в отдельно-
сти. Необходимы как специальные условия, исключающие наложение не-
скольких факторов, так и методы, позволяющие непосредственно исследо-
вать механизмы упрочнения и структурно-кинетических изменений в про-
цессе деформации. In situ подход хорошо себя зарекомендовал при изучении
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
8
дислокационной природы структурно-кинетических изменений и скрытого
(латентного) упрочнения монокристаллов цинка в процессе непрерывной
деформации с применением метода акустической спектроскопии [7,8]. Тем
не менее необходимо дальнейшее совершенствование и расширение воз-
можностей применения этого метода для: 1) понимания механизмов струк-
турно-кинетических процессов, протекающих на различных структурных
уровнях, активированных путем сочетания определенных методов деформа-
ции; 2) выявления природы латентного упрочнения при накоплении струк-
турных дефектов (в частности, дислокаций) в первичных системах скольже-
ния при условии сохранения постоянной плотности дислокаций во вторич-
ных системах; 3) понимания природы упрочнения на последующих стадиях
накопления пластической деформации, приводящей к формированию суб-
микро- и наноструктурного состояния.
Материалом исследования выбрана ВАС (в аустенитном состоянии) как
наиболее перспективная в современном материаловедении [1,2,5]. В ней
примесь азота использовалась в качестве предполагаемого заменителя нике-
ля [2−4]. Физические процессы деформации (формоизменения) данной стали
детально исследованы [1,5], изучены ее дислокационная структура и взаи-
модействие дислокаций с атомами азота [9−11]. Выбор температуры иссле-
дования T < 0.3Tmelt позволил исключить протекание процессов рекристал-
лизации, свести к минимуму влияние твердорастворного упрочнения [1,5] и
тем самым изучать процессы, связанные только с упрочнением при накоп-
лении определенного вида пластической деформации. Исходя из специфи-
ческих размеров образцов, материала и характера исследований, одним из
основных in situ методов, позволяющих решать поставленные задачи, был
выбран резистометрический [13], обладающий высокой чувствительностью
к структурным дефектам.
Таким образом, цель настоящей работы − in situ изучение резисто-
метрическим методом механизмов упрочнения азотсодержащего аустенита
на различных этапах НПДК в условиях действия постоянного напряжения
сжатия. Это достигалось путем установления корреляционной связи между:
а) величиной и характером изменения электросопротивления и предела те-
кучести при НПДК в приграничных зонах активных зерен на различных эта-
пах накопления деформации; б) величиной НПДК, структурой пригранич-
ных зон локализованной деформации и плотностью дислокаций в них (по
величине микронапряжений).
Материал и методика эксперимента
Объектом исследования выбрана аустенитная нержавеющая сталь сле-
дующего состава: Cr − 18.3%, Ni − 16.2%, Mn − 10.4% [11]. Концентрация
азота варьировалась в пределах CN = 0.06−0.57%. Сталь получали путем
плавки в индукционной печи с последующим плазменно-дуговым перепла-
вом в атмосфере азота под заданным давлением. Использовали плоские об-
разцы диаметром 10 ± 0.5 mm и толщиной 0.25 ± 0.05 mm, вырезанные ал-
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
9
мазным диском из исходной заготовки в виде прутка, подвергнутого пред-
варительному отжигу.
Деформацию сжатия и последующее накопление деформации кручения
осуществляли на усовершенствованной установке типа наковален Бриджмена.
Установка позволяет следить за величиной и характером изменения элек-
тросопротивления, акустической эмиссии и диссипацией энергии во время
деформирования (относительная работа деформации) в процессе сжатия и
последующего кручения. Наковальни были изготовлены из сплавов ВК-8 и
ВК-6 и выдерживали более 10 циклов максимальной деформации кручения
до начала разрушения (при максимальном сжимающем напряжении).
Накопление сдвиговой деформации кручения (до заданной величины)
осуществляли относительным вращением наковален после установления
соответствующего сжимающего напряжения (давления). Это исключало
проскальзывание поверхностей образца и наковален и приводило к внут-
ренним относительным сдвигам плоскостей скольжения при кручении,
что регистрировали по величине и характеру изменения акустической
эмиссии.
Применяли метод НПДК, который включал: 1) одноосное сжатие до
давления P = 4−7 GPa (с точностью ±106 Pa) в направлении нормали к
плоскости поперечного сечения образца, что сводило к минимуму сдвиго-
вые напряжения в системах скольжения, расположенных в данной плоско-
сти образца; 2) последующее многократное кручение на суммарный угол
до 30 rad (с шагом 1 rad) в направлении нормали к боковой поверхности
образца, что создавало максимальные сдвиговые напряжения в системах
скольжения, расположенных в плоскости поперечного сечения образца.
Крутящий момент M измеряли непосредственно в процессе кручения с
точностью ±10–4 N·m, угол закручивания оценивали по лимбу с точностью
±0.017 rad. Величину истинной логарифмической деформации оценивали
по формуле е = ln(2πNR1/h1) + ln(h0/h1), где N − количество оборотов нако-
вальни, R − расстояние от оси вращения, h0 и h1 – толщина образца до и
после сжатия на соответствующем радиусе [12]. Предварительное одноос-
ное сжатие (перед кручением) образцов диаметром 10 ± 0.5 mm и толщиной
0.25 ± 0.05 mm до P = 5 GPa вызывало деформацию не более 50% (е = 0.7).
Минимальная величина сдвиговой деформации при кручении за один цикл
составляла е = 0.2.
В основном исследования проведены для средних значений P и N, по-
скольку после НПДК предельной величины (е ≥ 4−6) образцы были доста-
точно хрупкими, что затрудняло проведение физико-механических испыта-
ний. Эти образцы подвергали гомогенизирующему отжигу при T = 1420 K в
течение 30 min с закалкой в воду, что обеспечивало растворение избыточ-
ных фаз, уменьшало деформационный наклеп и исключало рекристаллиза-
цию. После всех циклов НПДК средней величины (е ≥ 2−4) сталь сохраняла
аустенитную структуру, что регистрировалось рентгенографически и магни-
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
10
тометрически, а также по величине и характеру изменения диссипации энер-
гии деформирования (относительной работы деформации).
Для исследования физико-механических свойств изготавливали образцы
размерами 10 × 4 × 0.15 mm. Деформирование растяжением осуществляли в
специальных захватах на компьютеризированном структурно-деформационном
комплексе ИМАШ20-75+2167Р-50 со скоростью dε/dt = 2.0·10−5 s−1 при ком-
натной температуре. Одновременно с записью кривой деформационного уп-
рочнения σ(e) осуществляли регистрацию характера изменения электросо-
противления образца, акустической эмиссии и диссипации энергии дефор-
мирования в процессе деформации. Процесс измерения акустической эмис-
сии и принцип действия установки описаны в [9].
Электросопротивление измеряли стандартным потенциометрическим ме-
тодом с погрешностью 0.1% [13] с автоматической записью кривой R(ε) в
продольном и перпендикулярном направлении к оси образца при прямом и
обратном направлении тока. Чувствительность по электрическому сопротив-
лению находилась в пределах 10–13 Ω·m, по напряжению − в пределах 10–8 V
при постоянном токе 100 mA. Изменение относительного сопротивления δRp,
обусловленного пластической деформацией, определяли из соотношения
δRp = (Rd − R0)/R0,
где R0 и Rd − сопротивление образца соответственно до и после НПДК.
In situ методику резистометрических исследований отрабатывали на об-
разцах ВАС при контролированном сочетании деформации растяжения и
кручения с помощью структурно-деформационного комплекса ИМАШ20-
75+2167Р50.
Рентгенографические исследования проводили на дифрактометре ДРОН-3
в железном
1αK -излучении при шаге сканирования 0.01°/min, с записью ди-
фрактограмм в файл и последующей компьютерной обработкой с помощью
специальных программ. Программами предусмотрено выделение фона, раз-
деление Kα-дублетов, вычисление центра масс и изучение профиля линии
методами: аппроксимации, моментов, фурье-анализа с последующим вы-
числением микронапряжений (МН) и размеров областей когерентного рас-
сеяния (ОКР) с учетом профилей всех линий и построением графика Холла
[14,15]. Положение дифракционных максимумов устанавливали по центру
веса каждой линии с точностью ∆2Θ = ±1.7·10−4 rad. Относительная ошибка
в определении микронапряжений составляла ±(0.1−0.2)·10−3. О характере
дислокационной структуры и плотности дислокаций судили из анализа:
а) угловой зависимости линий (111)γ, (200)γ, (311) γ (по изменению парамет-
ра решетки ∆a/a) и б) физического уширения тех же линий (совместно с оп-
ределением величин МН и ОКР [14,15]). Максимальная рентгенографически
разрешаемая плотность дислокаций Λ ≈ 1016 m−2.
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
11
Характер аккомодационных процессов, протекающих на дислокационном
уровне при локализации деформации в приграничных зонах, изучали на
фольгах в электронном микроскопе JEM-200 при ускоряющем напряжении
100 kV. Фольги приготавливали методом струйной полировки, используя в
качестве электролита 10%-ный раствор хлорной кислоты в бутаноле.
Предложенную методику накопления пластической деформации в одних
системах скольжения (при кручении) при сохранении постоянной деформа-
ции в других системах (при сжатии) отрабатывали на модельных, хорошо
изученных ГЦК-материалах: Cu, Al и Zn [6,7]. Характер упрочнения изучали
на образцах с предварительно сформированной структурой, исходя из чув-
ствительности электросопротивления к аккомодационным процессам, про-
текающим на дислокационном уровне при локализации деформации в при-
граничных зонах [13]. Однако это не исключало возможности протекания
изменений на других структурных уровнях, в частности на мезоскопиче-
ском, что находится вне чувствительности данного метода.
Результаты эксперимента
В области упругой деформации величина относительного сопротивления
прямо пропорциональна деформации. В этом деформационном промежутке
разгрузка образца и его последующее нагружение приводят к восстановле-
нию линейной зависимости между деформацией εp и сопротивлением R. Из
рис. 1 видно, что кривая 1 деформационного упрочнения не имеет стадии
легкого скольжения.
Рис. 1. Типичная компьютерная запись кривых деформационного упрочнения ВАС
с CN = 0.57% (кривая 1) и относительного изменения электросопротивления (кривая
2) после первых 6 циклов НПДК. На вставке представлены результаты обработки
корреляционным анализом
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
12
Сопоставление зависимостей σp(εр) (кривая 1) и δRp(εp) (кривая 2) позво-
лило определить начало пластического течения ВАС с CN = 0.57%, не выяв-
ляемое на зависимости σp(εр). Для установления корреляционной связи ме-
жду исследуемыми величинами найденные зависимости перестроены в ко-
ординатах σp−δRp
2 (рис. 1, вставка). Получено:
2
0ysl pRAδ+σ=σ , (1)
где σysl − напряжение течения; σ0 = 350 MPa − характеризует напряжение нача-
ла движения дислокаций; коэффициент пропорциональности A = 3.7·1014 N/m2
(количественные величины получены из графика, представленного на встав-
ке рис. 1).
После обработки результатов эксперимента показано, что изменение от-
носительного сопротивления δRp пропорционально корню квадратному из
величины накопленной пластической деформации e1/2 (рис. 2,а). Согласно
обработанным данным
2/1BeRp =δ , (2)
где коэффициент B = 2.7·10−3. Из выражений (1) и (2) следует, что после
первых 6 циклов НПДК кривая деформационного упрочнения азотистого
аустенита может быть представлена зависимостью
eAB2
0ysl +σ=σ . (3)
Наличие корреляции между характером поведения предела текучести
σysl(е) и изменением относительного электросопротивления δRр(е), обуслов-
ленного НПДК, позволяет думать о природном единстве механизмов, ответ-
ственных за ход σysl(е) и δRp(е). Для проверки этого предположения рас-
смотрено изменение удельного электросопротивления ∆ρp в процессе НПДК
(рис. 2,б). Согласно приведенным данным
а б
Рис. 2. Изменение относительного δRp (а) и удельного ∆ρp (б) сопротивления от
величины НПДК в координатах e1/2 (а) и после 6 циклов накопления деформации:
− − − − экспериментальные результаты; − теоретическая обработка
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
13
40 60 80 100 120 140 160
500
1000
1500
2000
2500
3000
3500
4000
3
2
1
I,
ar
b.
u
ni
ts
2Θ, deg
54 55 56 57
500
1000
1500
2000
2500
3000
3500
4000 3
2
1
(111)
I,
ar
b.
u
ni
ts
2Θ, deg
Рис. 3. Дифрактограммы для определения микронапряжений и плотности дислока-
ций для аустенита ВАС (СN = 0.57%) в зависимости от величины накопления пла-
стической деформации e: 1 − 0; 2 − 1.7; 3 − 2.3. На вставке: отдельные линии (111)
для компьютерной обработки (обозначения те же)
∆ρp = Cе, (4)
где коэффициент C = 4.2·10−10 Ω·m. Полагая, что ∆ρp обусловлено увеличе-
нием плотности дислокации Λ, т.е.
∆ρp = ρpΛ
(где ρp = 1.8−24 Ω·m3 − удельное электросопротивление, приходящееся на
одну дислокацию [16]), получили
Λ = Ce/ρp. (5)
Выражения (3) и (5) позволили установить соотношение между пределом
текучести и плотностью дислокаций после НПДК:
σysl = σ0 + (AB2ρpΛ)/C. (6)
Экспериментально обнаруженная линейная связь между пределом текучести
σysl и плотностью дислокаций Λ отличается от зависимости σysl = σ0 + αGbΛ1/2,
описываемой существующими моделями деформационного упрочнения
[17]. Исходя из линейности зависимости σysl от Λ, проведены дополнитель-
ные рентгеноструктурные исследования (рис. 3), устанавливающие непо-
средственную связь между изменением в процессе НПДК величин σysl и Λ
(рис. 4), а также между значением Λ и величиной накопления пластической
деформации e (рис. 5).
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
14
Рис. 4. Зависимость напряжения течения σysl от плотности дислокаций Λ для раз-
личных этапов НПДК: − − − − экспериментальные результаты; − теоретическая
обработка
Рис. 5. Зависимость плотности дислокаций Λ от величины НПДК в координатах
e1/2. Обозначения те же, что и на рис. 4
На основании рентгенографических исследований (см. рис. 3) показано,
что отношение β(222)/β(111) пропорционально tgΘ2/tgΘ1. Это свидетельствует
о преобладающем вкладе в расширение дифракционных максимумов МН,
вызванных неоднородной пластической деформацией микрообластей аусте-
нита, связанных с неупорядоченным распределением дислокаций [14,15].
Обработка данных рис. 4 и 5 показала, что начальный участок кривой уп-
рочнения σysl(е) линеаризуется в координатах σysl−e1/2 и может быть описан
выражением
σysl = σ0 + Aе1/2, (7)
где σ0 − критическое напряжение сдвига, σ0 = 240 MPa; А = 8·109 Pa.
Зависимость σysl(Λ) (рис. 4) представлена в виде
σysl = σ0 + ВΛ, (8)
где σ0 = 80 MPa − напряжение при Λ = 0, коэффициент B = 3.1·10−6 N.
Получена линейная зависимость Λ(e1/2), которая согласно результатам
рис. 5 может быть описана выражением:
Λ = Λ0 + Ce1/2, (9)
где Λ = 5·1013 m−2 − исходная плотность дислокаций и C = 2.5·1015 m−2.
Обсуждение результатов
Приведенная выше линейная зависимость σysl от Λ в процессе НПДК от-
личается от существующих моделей деформационного упрочнения, соглас-
но которым упругие напряжения на расстоянии L от дислокации по порядку
величины равны Gb/2πL [18]. При изменении плотности дислокаций выпол-
няется условие подобия, когда расстояние L между ними изменяется как
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
15
1/Λ1/2 [18]. Таким образом, внешнее напряжение, необходимое для продви-
жения дислокации через деформированный кристалл, должно быть пропор-
ционально Λ1/2. Следовательно, выполнение этого соотношения отражает то
обстоятельство, что определяющим фактором упрочнения в деформирован-
ном аустените ВАС является взаимодействие отдельных дислокаций, распо-
ложение которых удовлетворяет условию подобия.
При выборе модели деформационного упрочнения необходимо исходить
из характера образующейся дислокационной структуры и закономерностей
ее изменения с деформацией. Имеющиеся литературные данные [19−23] де-
монстрируют формирование дислокационных мультиполей [19,21] в про-
цессе деформации и закалки нержавеющих сталей, которые состоят из дипо-
лей [20,22], удерживаемых вместе взаимодействием между дислокациями
противоположного знака. К сожалению, полных исследований по этому во-
просу проведено не было. Не изучены характер и условия появления дипо-
лей, а также их роль и вклад в упрочнение на разных стадиях накопления
деформации. Отсутствуют количественные характеристики дипольной
структуры.
Предположение о разной роли дислокационных диполей в деформацион-
ном упрочнении нержавеющих сталей впервые высказано в [19]. Исследова-
ния дислокационной структуры деформированных кристаллов показали
[21,22], что плотность диполей линейно зависит от напряжения и деформа-
ции, которые, в свою очередь, также связаны линейно. Можно было бы
ожидать аналогичной зависимости и для аустенита ВАС вследствие НПДК.
Однако в случае азотистого аустенита зависимости σ(е) и Λ(е) имеют нели-
нейный характер (см. рис. 1, 2), в то же время между ними существует кор-
реляция. Эта зависимость описывается аналогичными выражениями (1), (3),
из которых непосредственно вытекает линейный характер связи между σysl и
Λ. Можно предположить, что наблюдаемая форма начального участка кри-
вой упрочнения σysl(e
1/2) в большей степени обусловлена закономерностью
изменения полей диполей с ростом деформации Λ(e1/2) в процессе НПДК. По-
видимому, высокая скорость упрочнения dσysl/de в начале кривой деформи-
рования обусловлена большой скоростью образования диполей dΛ/de на на-
чальной стадии НПДК. При дальнейшем накоплении деформации часть ди-
полей распадается под совместным воздействием внешних и внутренних на-
пряжений от скопления дислокаций, сконцентрированных перед диполями.
Оценим вклад диполей в упрочнение азотсодержащего аустенита в про-
цессе НПДК. Из оценок Фриделя [18] следует, что поля напряжений от
краевых дислокаций противоположного знака, составляющих диполь, ском-
пенсированы на больших расстояниях, так что средняя величина дальнодей-
ствующих напряжений на расстоянии L от дислокации равна
Gbh/2π(1 − ν)L2, (10)
где h − высота диполя, ν − коэффициент Пуассона.
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
16
При большой плотности диполей среднее расстояние между ними стано-
вится соизмеримым с их высотой. Поэтому закономерность нарушается, а
процесс упрочнения начинает определяться уже взаимодействием отдель-
ных дислокаций. Очевидно, это должно приводить к переходу линейной за-
висимости σysl(Λ) в корневую σysl(Λ
1/2).
Свяжем данные рассуждения с экспериментальными результатами. В ра-
боте [20] рассматривали ситуацию, когда упрочнение обусловлено полем
случайно распределенных диполей. Напряжение течения принимали равным
максимальному противодействующему напряжению от пары диполей, отли-
чающихся взаимным различным расположением дислокаций противопо-
ложных знаков, образующих диполь:
σysl = FΛ = (2σbhΛ)/π(1 − ν), (11)
где G − модуль сдвига, b − вектор Бюргерса, h − эффективная высота дипо-
лей, ν − коэффициент Пуассона.
Можно оценить характерное значение высоты диполей в азотистом ау-
стените на начальной стадии деформирования, считая коэффициент пропор-
циональности B = 2Gbh/π(1 − ν). Из формулы (10) получаем следующее вы-
ражение:
h = σ0π(1 − ν)/2Gbρp. (12)
После подстановки в (12) значений G = 6.88·1010 N/m2 [14], b = 2.54·10−10 m
[14], ν = 0.25 величина h = (150−200) ± 50 nm. Это находится в удовлетвори-
тельном согласии с данными [24], где наблюдались длинные дипольные
следы на винтовых дислокациях, которые связывались с поперечным сколь-
жением.
В начальный момент накопления пластической деформации генерируе-
мые дислокации способствуют образованию диполей. При возрастании
плотности дислокаций создаются предпосылки для протекания реакций ме-
жду диполем и приближающейся к нему дислокацией. Предположив, что
зависимость определяется формированием дипольной структуры, следует
ожидать, что любая перестройка этой структуры приведет к изменению вида
зависимости. Например, уменьшение деформирующего напряжения и элек-
тросопротивления, возможно, будет иметь место в случае разрушения дипо-
лей полем набегающих дислокаций, движение которых дает вклад в после-
дующую деформацию без привлечения дополнительного количества новых.
Скорость упрочнения при этом может уменьшаться. При выходе на линей-
ный участок σ(ε) процесс упрочнения стабилизируется, а плотность дисло-
каций с увеличением деформации начинает линейно возрастать. Несомнен-
но, реальные механизмы упрочнения сложнее, однако рассматриваемая мо-
дель НПДК отражает только часть процессов, протекающих на начальной
стадии и выявляемых резистометрическим методом. В этом убеждает разли-
чие в величинах после обработки кривой ρ(е) и Λ(е). Вероятно, электросо-
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
17
противление чувствительно только к тонким изменениям дислокационной
структуры (выявляемым рентгенографически), включая расщепление дисло-
кации и дефекты упаковки.
В заключение следует отметить, что значение dΛ/dε в области перехода на
линейный участок, полученное рентгенографически, составляет Λ = 5·1015 m−2.
Оба метода, резистометрический и рентгенографический, хорошо дополня-
ют друг друга и позволяют получить полную картину эволюции дислокаци-
онной структуры в азотистом аустените в процессе НПДК, а также оценить
количественно ее связь с напряжением и деформацией на протяжении всей
стадии НПДК. Линейная связь между σysl и Λ на начальной стадии НПДК
непротиворечиво свидетельствует о том, что преобладающим элементом
дислокационной структуры являются диполи. Значительное количество ди-
полей в деформированном аустените было обнаружено в [24,25]. Образова-
ние диполей в аустените в процессе деформации происходит уже на его на-
чальной стадии.
Выводы
1. Использован резистометрический метод для проведения in situ иссле-
дований механизмов: а) структурообразования в процессе НПДК при посто-
янном сжатии непосредственно в наковальнях Бриджмена; б) упрочнения
аустенита ВАС (СN = 0.06−0.57%) после различных стадий НПДК (e = 0−4).
2. Применение методов резистометрии и акустической эмиссии в процес-
се структурообразования при НПДК и последующей деформации образцов
позволило: а) обнаружить стадийность кривых сжатия и кручения при
НПДК и связать процесс накопления пластической деформации с процесса-
ми формирования определенных структурных дефектов; б) обнаружить на-
чало пластического течения азотистого аустенита (не выявляемое стандарт-
ным методом) в процессе непрерывной деформации; в) установить наличие
линейной зависимости между пределом текучести σysl, величиной МН и
плотностью дислокаций Λ в приграничных зонах активных зерен при соче-
тании накопления пластических деформаций кручения и сжатия.
3. Показано, что форма начального участка резистометрической кривой
упрочнения ρ(e1/2) обусловлена закономерностью накопления плотности
дислокаций Λ(e1/2) в системах скольжения, активированных сочетанием де-
формации кручения и сжатия.
4. Установлено, что линейная зависимость σysl(Λ) определяется формиро-
ванием дипольной структуры в системах скольжения, локализованных в
приграничных зонах при сочетании накопления пластических деформаций
кручения и сжатия. Оценена характерная высота диполей в азотистом аусте-
ните h = (100−150) ± 30 nm.
5. Показано, что накопление пластической деформации сдвига в условиях
действия постоянного сжимающего напряжения сопровождается диссипаци-
ей энергии деформирования и осуществляется накоплением структурных
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
18
дефектов в приграничных зонах активных зерен. Характер аккомодацион-
ных процессов, протекающих на дислокационном уровне при локализации
деформации в приграничных зонах, определяет природу упрочнения, кото-
рая связана с взаимодействием накопленных дислокаций (при кручении) с
дислокациями «леса» (при сжатии), расположенными в зонах локализован-
ной деформации.
6. Установлено, что при переходе от малых величин НПДК (3−6 циклов) к
большим (более 12 циклов) изменяется характер диссипации энергии де-
формирования и наблюдается смена линейной зависимости σysl(Λ) на корне-
вую σysl(Λ
1/2). Показано, что это может быть связано со сменой механизмов
деформации и активацией различных структурных уровней − от локализа-
ции деформации в приграничных зонах активных зерен и формирования на-
норазмерной дипольной структуры в них к фрагментации приграничных зон
локализованной деформации и последующему формированию нанострук-
турных элементов и их комплексов в межзеренном пространстве. Определе-
на критическая плотность дислокаций Λ ≈ 1016 m−2, начиная с которой на-
блюдается смена механизмов упрочнения.
1. М.И. Гольдштейн, А.В. Гринь, Э.Э. Блюм, Л.М. Панфилова, Упрочнение конст-
рукционных сталей нитридами, Металлургия, Москва (1970).
2. А.Н. Морозов, Водород и азот в стали, Металлургия, Москва (1968).
3. К. Смителлс, Газы и металлы, Металлургиздат, Москва (1940).
4. Дж.Д. Фаст, Взаимодействие металлов с газами, Металлургия, Москва (1975).
5. В.Н. Гриднев, В.Г. Гаврилюк, Ю.Я. Мешков, Прочность и пластичность холод-
нодеформированной стали, Наукова думка, Киев (1974).
6. Ф.Ф. Лаврентьев, в кн.: Физика деформационного упрочнения монокристаллов,
Наукова думка, Киев (1972), с. 107.
7. Н.Н. Белоусов, В.Н. Варюхин, О.И. Дацко, Ф.Ф. Лаврентьев, ФММ 68, 799
(1989).
8. Н.Н. Белоусов, В.Н. Варюхин, О.И. Дацко, Ф.Ф. Лаврентьев, ФММ 68, 1016
(1989).
9. В.Н. Варюхин, Н.Н. Белоусов, Е.Г. Пашинская, ФТВД 10, № 2, 15 (2000).
10. В.А. Афанасьев, В.Г. Гаврилюк, В.А. Дузь, В.М. Надутов, В.Л. Свечников, ФММ
№ 8, 121 (1990).
11. В.Н. Варюхин, Н.Н. Белоусов, Е.Г. Пашинская, ФТВД 9, № 1, 12 (1999).
12. О.А. Кайбышев, Н.Р. Дудова, В.А. Валитов, ФММ 96, № 1, 54 (2003).
13. П.Я. Сальдау, Метод электропроводности при высоких температурах и приме-
нение его для исследования металлических сплавов, Изд-во АН СССР, Москва
(1952).
14. А.И. Китайгородский, Рентгеноструктурный анализ, Гостехтеоретиздат, Москва
(1950).
15. М.А. Порай-Кошиц, Практический курс рентгеноструктурного анализа, Изд-во
МГУ, Москва (1960).
16. R.A. Brown, J. Phys. F7, L95 (1977).
Физика и техника высоких давлений 2004, том 14, № 2
19
17. Ф.Р.Н. Набарро, З.С. Базинский, Д.Б. Холт, Пластичность чистых монокри-
сталлов, Металлургия, Москва (1967).
18. Ж. Фридель, Дислокации, Мир, Москва (1967).
19. P.R. Howell, J.O. Nelsson, J. Mater. Sci. 16, 2860 (1961).
20. P. Kratochvíl, Acta Met. 16, 1023 (1968).
21. W.G. Johnston, J.J. Gilman, J. Appl. Phys. 30, 129 (1959).
22. H.S. Chen, J.J. Gilman, A.K. Head, J. Appl. Phys. 35, 2502 (1964).
23. J.O. Nelsson, Scripta Met. 17, 593 (1985).
24. Электронно-микроскопические изображения дислокаций и дефектов упаковки.
Справочное руководство, В.M. Косевич (ред.), Наука, Москва (1976).
25. Л.М. Утевский, Дифракционная электронная микроскопия в металловедении,
Металлургия, Москва (1973).
V.N. Varyukhin, N.N. Belousov
NATURE OF HARDENING OF HIGH-NITROGEN STEEL
AUSTENITE DURING ACCUMULATION OF PLASTIC DEFORMATION
In situ study of the nature of hardening the high-nitrogen steel (HNS) austenite during the
accumulation of plastic deformation in various sliding systems has been carried out at a
controlled combination of compressive and torsional strain. Dependence of HNS yield
strength on density of accumulated dislocations is of linear character because of the for-
mation of nanodimensional dipole structure in localized-deformation boundary zones of
the most active grains. The characteristic height of dipoles h = (100−150) ± 30 nm has
been evaluated. It is shown that at transition from small values of accumulation of tor-
sional plastic deformation (ATPD) (3−6 cycles) to larger ones (more than 12 cycles) there
is a change in the mechanism of deformation hardening. Critical density of dislocations
Λ ≈ 1016 m–2 has been determined starting from which the deformation mechanisms are
changing.
Fig. 1. Typical computer record of curves of HNS deformation hardening with CN = 0.57%
(curve 1) and relative change of resistivity (curve 2) after the first 6 cycles of ATPD. In
the insert: results of processing by the correlation analysis
Fig. 2. Change in relative resistance δRp (а) and specific resistance ∆ρp (б) on ATPD
value in е1/2 coordinates after 6 cycles of deformation accumulation: − − − − experi-
mental results; − theoretical processing
Fig. 3. X-ray diffraction patterns for definition of microstress and density of dislocations
for HNS austenite (СN = 0.57%) depending on value of accumulation of plastic deforma-
tion e: 1 − 0; 2 − 1.7; 3 − 2.3. In the insert: separate lines (111) for computer processing
(designation is the same)
Fig. 4. Dependence of yield stress σysl on density of dislocations Λ for various stages of
ATPD: − − − − experimental results; − theoretical processing
Fig. 5. Dependence of density of dislocations Λ on value of accumulation of plastic de-
formation in е1/2 coordinates. Designation is the same as in Fig. 4
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-168065 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 0868-5924 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-02T01:29:52Z |
| publishDate | 2004 |
| publisher | Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Варюхин, В.Н. Белоусов, Н.Н. 2020-04-20T18:33:23Z 2020-04-20T18:33:23Z 2004 Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации / В.Н. Варюхин, Н.Н. Белоусов // Физика и техника высоких давлений. — 2004. — Т. 14, № 2. — С. 7-19. — Бібліогр.: 25 назв. — рос. 0868-5924 PACS: 62.20.Fe, 81.40.Vw https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/168065 Проведено in situ изучение природы упрочнения аустенита высокоазотистой стали (ВАС) в процессе накопления пластической деформации в различных системах скольжения при контролированном сочетании деформации сжатия и кручения. In situ study of the nature of hardening the high-nitrogen steel (HNS) austenite during the accumulation of plastic deformation in various sliding systems has been carried out at a controlled combination of compressive and torsional strain. ru Донецький фізико-технічний інститут ім. О.О. Галкіна НАН України Физика и техника высоких давлений Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации Nature of hardening of highnitrogen steel austenite during accumulation of plastic deformation Article published earlier |
| spellingShingle | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации Варюхин, В.Н. Белоусов, Н.Н. |
| title | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации |
| title_alt | Nature of hardening of highnitrogen steel austenite during accumulation of plastic deformation |
| title_full | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации |
| title_fullStr | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации |
| title_full_unstemmed | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации |
| title_short | Природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации |
| title_sort | природа упрочнения аустенита высокоазотистой стали в процессе накопления пластической деформации |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/168065 |
| work_keys_str_mv | AT varûhinvn prirodaupročneniâaustenitavysokoazotistoistalivprocessenakopleniâplastičeskoideformacii AT belousovnn prirodaupročneniâaustenitavysokoazotistoistalivprocessenakopleniâplastičeskoideformacii AT varûhinvn natureofhardeningofhighnitrogensteelausteniteduringaccumulationofplasticdeformation AT belousovnn natureofhardeningofhighnitrogensteelausteniteduringaccumulationofplasticdeformation |