Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации
Методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа изучен процесс пластической деформации закаленной конструкционной стали 38ХН3МФА. Выявлена стадийность деформационной кривой при сжатии. Установлены и проанализированы места локализации деформации — каналы д...
Saved in:
| Published in: | Успехи физики металлов |
|---|---|
| Date: | 2009 |
| Main Authors: | , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
2009
|
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98108 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации / Ю.Ф. Иванов, Е.В. Корнет, В.Е. Громов, С.В. Коновалов // Успехи физики металлов. — 2009. — Т. 10, № 4. — С. 389-414. — Бібліогр.: 67 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1860073627616018432 |
|---|---|
| author | Иванов, Ю.Ф. Корнет, Е.В. Громов, В.Е. Коновалов, С.В. |
| author_facet | Иванов, Ю.Ф. Корнет, Е.В. Громов, В.Е. Коновалов, С.В. |
| citation_txt | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации / Ю.Ф. Иванов, Е.В. Корнет, В.Е. Громов, С.В. Коновалов // Успехи физики металлов. — 2009. — Т. 10, № 4. — С. 389-414. — Бібліогр.: 67 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Успехи физики металлов |
| description | Методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа изучен процесс пластической деформации закаленной конструкционной стали 38ХН3МФА. Выявлена стадийность деформационной кривой при сжатии. Установлены и проанализированы места локализации деформации — каналы деформации, имеющие попе-речные размеры 0,5 мкм, а продольные — несколько микрон. Размеры фрагментов в каналах деформации составляют 50–100 нм. С увеличением степени деформации наблюдается уменьшение продольных размеров кристаллов мартенсита и увеличение плотности микродвойников, ска-лярной и избыточной плотности дислокаций, амплитуды дальнодейст-вующих полей напряжений. Установлены возможные места локализации атомов углерода в структуре стали. Показано, что с увеличением степени деформации суммарное количество атомов углерода, расположенных в твердых растворах на основе α- или γ-железа, снижается, а на дефектах структуры — увеличивается.
Методами просвітної дифракційної електронної мікроскопії та рентґенос-труктурної аналізи вивчено процес пластичної деформації загартованої конструкційної сталі 38ХН3МФА. Виявлено стадійність деформаційної кривої за стиснення. Встановлено та проаналізовано місця локалізації деформації — канали деформації, що мають поперечні розміри 0,5 мкм, а поздовжні — кілька мікрон. Розміри фраґментів у каналах деформації складають 50–100 нм. Зі збільшенням ступеня деформації спостерігаєть-ся зменшення поздовжніх розмірів кристалів мартенситу і збільшення густини мікродвійників, скалярної і надлишкової густини дислокацій, амплітуди далекосяжних полів напружень. Встановлено можливі місця локалізації атомів вуглецю в структурі сталі. Показано, що зі збільшен-ням ступеня деформації сумарна кількість атомів вуглецю, розташованих у твердих розчинах на основі α- або γ-заліза, знижується, а на дефектах структури — збільшується.
The process of plastic deformation of quenched constructional 38CrNi3MoV (0.38% C, < 1% Cr, 3% Ni, < 1% Mo, < 1% V) steel is studied by methods of transmission electron diffraction microscopy and X-ray structure analysis. The stages of deformation curves are revealed during the steel compression. Deformation localization places, namely, deformation channels having the transverse size of 0.5 μm and longitudinal ones of some microns, are revealed and analysed. In deformation channels, there are fragments with sizes of 50–100 nm. Longitudinal fragment sizes of martensite crystals are decreased, and microtwins’ density, scalar and excess dislocation density, amplitude of long-range stress fields are increased with the deformation-degree growth. The possible places of carbon-atoms localization in the steel structure are determined. As shown, the total quantity of carbon atoms located in the solid solutions based on α- or γ-Fe is increased, and it is decreased on the structure defects with the growth of deformation degree.
|
| first_indexed | 2025-12-07T17:12:41Z |
| format | Article |
| fulltext |
389
PACS numbers: 61.72.-y, 62.20.F-, 64.70.kd, 81.40.Jj, 81.40.Lm, 81.70.Bt, 83.50.-v
Структурно-фазовые превращения в закаленной
конструкционной стали при деформации
Ю. Ф. Иванов, Е. В. Корнет*, В. Е. Громов*, С. В. Коновалов*
Институт сильноточной электроники СО РАН,
просп. Академический, 4,
634021 Томск, Россия
*Сибирский государственный индустриальный университет,
ул. Кирова, 42,
654007 Новокузнецк, Россия
Методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии и
рентгеноструктурного анализа изучен процесс пластической деформации
закаленной конструкционной стали 38ХН3МФА. Выявлена стадийность
деформационной кривой при сжатии. Установлены и проанализированы
места локализации деформации — каналы деформации, имеющие попе-
речные размеры 0,5 мкм, а продольные — несколько микрон. Размеры
фрагментов в каналах деформации составляют 50–100 нм. С увеличением
степени деформации наблюдается уменьшение продольных размеров
кристаллов мартенсита и увеличение плотности микродвойников, ска-
лярной и избыточной плотности дислокаций, амплитуды дальнодейст-
вующих полей напряжений. Установлены возможные места локализации
атомов углерода в структуре стали. Показано, что с увеличением степени
деформации суммарное количество атомов углерода, расположенных в
твердых растворах на основе - или -железа, снижается, а на дефектах
структуры — увеличивается.
Методами просвітної дифракційної електронної мікроскопії та рентґенос-
труктурної аналізи вивчено процес пластичної деформації загартованої
конструкційної сталі 38ХН3МФА. Виявлено стадійність деформаційної
кривої за стиснення. Встановлено та проаналізовано місця локалізації
деформації — канали деформації, що мають поперечні розміри 0,5 мкм, а
поздовжні — кілька мікрон. Розміри фраґментів у каналах деформації
складають 50–100 нм. Зі збільшенням ступеня деформації спостерігаєть-
ся зменшення поздовжніх розмірів кристалів мартенситу і збільшення
густини мікродвійників, скалярної і надлишкової густини дислокацій,
амплітуди далекосяжних полів напружень. Встановлено можливі місця
локалізації атомів вуглецю в структурі сталі. Показано, що зі збільшен-
ням ступеня деформації сумарна кількість атомів вуглецю, розташованих
Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2009, т. 10, сс. 389–414
Îòòèñêè äîñòóïíû íåïîñðåäñòâåííî îò èçäàòåëÿ
Ôîòîêîïèðîâàíèå ðàçðåøåíî òîëüêî
â ñîîòâåòñòâèè ñ ëèöåíçèåé
2009 ÈÌÔ (Èíñòèòóò ìåòàëëîôèçèêè
èì. Ã. Â. Êóðäþìîâà ÍÀÍ Óêðàèíû)
Íàïå÷àòàíî â Óêðàèíå.
390 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
у твердих розчинах на основі - або -заліза, знижується, а на дефектах
структури — збільшується.
The process of plastic deformation of quenched constructional 38CrNi3MoV
(0.38 C, 1 Cr, 3 Ni, 1 Mo, 1 V) steel is studied by methods of
transmission electron diffraction microscopy and X-ray structure analysis.
The stages of deformation curves are revealed during the steel compression.
Deformation localization places, namely, deformation channels having the
transverse size of 0.5 m and longitudinal ones of some microns, are revealed
and analysed. In deformation channels, there are fragments with sizes of 50–
100 nm. Longitudinal fragment sizes of martensite crystals are decreased,
and microtwins’ density, scalar and excess dislocation density, amplitude of
long-range stress fields are increased with the deformation-degree growth.
The possible places of carbon-atoms localization in the steel structure are de-
termined. As shown, the total quantity of carbon atoms located in the solid
solutions based on - or -Fe is increased, and it is decreased on the structure
defects with the growth of deformation degree.
Ключевые слова: закаленная сталь, деформация, локализация углерода.
(Получено 19 мая 2009 г.)
ВВЕДЕНИЕ
Одним из способов существенной экономии металла является при-
менение высокопрочных конструкционных сталей. Проблема дос-
тижения высокопрочного состояния, как показывают многочис-
ленные исследования последних десятилетий, не может быть реше-
на с помощью одних лишь традиционных способов воздействия на
структуру и свойства металла (легирования, термическая обработ-
ка) [1–12]. Перспективным методом, базирующимся на реализации
потенциальных возможностей стали, является термомеханическая
обработка [13–17]. Комбинирование в различной последовательно-
сти пластической деформации с закалкой позволяет повышать
прочностные характеристики стали при сохранении ее пластично-
сти и вязкости. Особенно целесообразно использовать деформацию
для упрочнения металлических материалов в том случае, когда она
одновременно является формообразующей операцией [18, 19]. За
последние годы представления о природе упрочнения сталей при
термической и термомеханической обработке существенно углуби-
лись. Всестороннее рассмотрение свойств, характеризующих со-
противление хрупкому разрушению, показало принципиальную
возможность эффективного деформационного упрочнения сталей
различных классов при условии его рационального применения
[14, 15, 20–22]. Для выявления перспективных областей примене-
ния технологии, основанной на пластической деформации после
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 391
закалки, выбора для каждой конкретной стали наиболее целесооб-
разной технологической схемы деформационной обработки изуча-
ют зависимость эффекта упрочнения от структурного состояния
материала перед деформацией и параметров режима этой обработ-
ки, устанавливают причинно-следственные связи между явления-
ми, определяющими комплексное улучшение свойств. В свою оче-
редь, знание закономерностей формирования структуры и свойств
стали при пластической деформации в закаленном состоянии необ-
ходимо для управления процессом деформационного упрочнения
[14–16]. В настоящей работе анализируются результаты, получен-
ные при исследовании (на качественном и количественном уров-
нях) эволюции дефектной субструктуры и фазового состава зака-
ленной среднеуглеродистой малолегированной конструкционной
стали, подвергнутой пластической деформации.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
В качестве материала исследования использована конструкцион-
ная сталь 38ХН3МФА [23]. Аустенизацию стали проводили при
температуре 950С в течение 1,5 часа. Закалку выполняли в масле.
Деформацию стали осуществляли одноосным сжатием со скоростью
710
3
с
1
столбиков размерами 446 мм3
на испытательной ма-
шине типа «Инстрон». Исследования структуры и фазового состава
стали выполняли методами электронной дифракционной микро-
скопии тонких фольг (прибор ЭМ-125) и рентгеноструктурного ана-
лиза (прибор ДРОН-3 УМ, фильтрованное CuK-излучение). В каче-
стве параметров структуры стали, характеризующих ее деформа-
ционное поведение, использовали следующие: величину скалярной
и избыточной плотности дислокаций, амплитуду дальнодействую-
щих полей напряжений, средние размеры, плотность и объемную
долю частиц карбидной фазы, объемную долю остаточного аустени-
та (-фаза), параметры кристаллической решетки - и -фаз.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Кривые деформационного упрочнения. Характерный вид кривых
деформационного упрочнения закаленной стали 38ХН3МФА при-
веден на рис. 1. Математическая обработка кривых деформацион-
ного упрочнения показывает, что зависимость – имеет параболи-
ческий вид и описывается полиномом четвертой степени. Следова-
тельно, независимо от температуры аустенизации, изменяющейся в
пределах от 950 до 1200С, наблюдается отчетливо проявляющееся
подобие в деформационном поведении закаленной стали. В настоя-
щей работе эволюцию структурно-фазового состояния стали осуще-
392 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
ствляли на образцах, аустенизированных при температуре 950С.
Поэтому все дальнейшие рассуждения будут касаться именно этого
материала.
Как правило, деформационное упрочнение стали характеризует-
ся коэффициентом деформационного упрочнения , выяв-
ляемым путем дифференцирования кривой зависимости – [24,
25].Анализируя приведенные на рис. 2 результаты, можно выде-
лить две стадии деформационного упрочнения: стадию с параболи-
ческой зависимостью – или убывающим коэффициентом упроч-
нения и стадию со слабо изменяющимся и низким значением ко-
эффициента упрочнения. Если сопоставить вид зависимости – и
– с тем, что наблюдается на этой стадии в ГЦК-сплавах, где ста-
дийность кривых течения к настоящему моменту хорошо изучена
[24, 25], то вышеупомянутые стадии следует называть стадиями III
и IV. Действительно, для стадии III характерна параболическая за-
висимость –, быстрое убывание коэффициента упрочнения и по-
лосовая субструктура. Такие же изменения механических характе-
ристик имеют место и в исследуемой в настоящей работе стали
(рис. 2), а структура пакетного мартенсита во многом подобна поло-
совой субструктуре [26]. Для стадии IV характерно постоянное низ-
кое упрочнение и развитие субструктуры с непрерывными и дис-
кретными разориентировками, либо фрагментированной субструк-
туры. Механические характеристики исследуемой стали и на этот
раз коррелируют с тем, что имеет место в ГЦК-сплавах. Разрушение
испытываемых образцов закаленной стали происходило при
0,27 путем хрупкого скола под углом 45 градусов к оси деформа-
ции с образованием нескольких крупных осколков.
Структурно-фазовое состояние стали перед деформацией. В ре-
зультате закалки в стали 38ХН3МФА, как показали электронно-
Рис. 1. Кривые деформационного упрочнения закаленной стали 38ХН3МФА.
Температура закалки: 1 — 1200С, 2 — 950С, 3 — 1050С.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 393
микроскопические микродифракционные исследования, формиру-
ется многофазная структура, состоящая из -фазы, -фазы и частиц
карбидной фазы. Основной является -фаза, представляющая собой
смесь кристаллов реечного (пакетного, дислокационного) мартен-
сита (рис. 3,а) и кристаллов пластинчатого (дислокационного) мар-
тенсита (рис. 3,б) [26–35]. Объемная доля кристаллов пакетного
мартенсита зависит от температуры аустенизации (при заданной
скорости охлаждения) и в анализируемом в работе случае (закалка
в масле от 950С, 1,5 часа) составляет 0,7; остальное — пластинча-
тый мартенсит. Кристаллы и пакетного, и пластинчатого мартенси-
та фрагментированы. Особенно ярко это проявляется в структуре
пакетного мартенсита (рис. 3). Средние размеры фрагментов со-
ставляют 0,250,5 мкм2. В объеме фрагментов наблюдается сетча-
тая дислокационная субструктура; скалярная плотность дислока-
Рис. 2. Кривая деформационного упрочнения (а) и зависимость коэффици-
ента деформационного упрочнения от степени деформации (б) закаленной
стали 38ХН3МФА (Т 950С, 1,5 часа). Стрелками указаны степени де-
формации, при которых проводились электронно-микроскопические ис-
следования структурно-фазового состояния стали.
394 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
ций 1011
см
2
[36]. В отдельных кристаллах пакетного мартен-
сита обнаруживаются микродвойники превращения (рис. 4). В кри-
сталлах пластинчатого мартенсита микродвойники превращения
не выявляются.
Второй, по величине объемной доли, фазой, присутствующей в
закаленной стали 38ХН3МФА, является -фаза (остаточный аусте-
нит). Остаточный аустенит имеет форму тонких прослоек (толщина
50 нм), располагающихся вдоль границ преимущественно кри-
сталлов пакетного мартенсита (рис. 5). Объемная доля остаточного
аустенита 0,07.
Карбидная фаза является третьей фазовой составляющей зака-
ленной стали (рис. 6). Электронно-микроскопический микроди-
фракционный анализ показал, что карбиды имеют состав Fe3C, т.е.
являются цементитом. Частицы цементита располагаются пре-
имущественно в объеме кристаллов мартенсита и пакетной и пла-
стинчатой морфологии, имеют форму тонких пластинок (иголок).
Объемная доля частиц карбидной фазы мала (0,003). Причиной их
Рис. 4. Двойники превращения в кристаллах пакетного мартенсита зака-
ленной стали 38ХН3МФА.
Рис. 3. Мартенситная структура закаленной стали 38ХН3МФА.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 395
образования являются процессы «самоотпуска» стали, т.е. отпуска,
протекающего в интервале температур начала мартенситного пре-
вращения–комнатная температура [37–40].
Таким образом, исследуемая сталь в закаленном состоянии является
трехфазным материалом; основной фазой является мартенсит пре-
имущественно пакетной морфологии. Электронно-микроскопические
микродифракционные исследования позволили проследить за поведе-
нием каждой из данных фаз при деформировании закаленной стали.
Эволюция структуры стали при деформации. Деформация за-
каленной стали, вплоть до разрушения образца, не приводит к из-
Рис. 6. Частицы цементита в кристаллах мартенсита закаленной стали
38ХН3МФА: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в рефлексе
[110] Fe3C; в — микроэлектронограмма. Стрелками на (а) и (б) указаны
частицы цементита, на (в) — рефлекс, в котором получено темное поле.
Рис. 5. Прослойки остаточного аустенита, расположенные по границам
кристаллов мартенсита закаленной стали 38ХН3МФА: а — светлое поле; б
— темное поле, полученное в рефлексе [002] -Fe; в — микроэлектроно-
грамма. Стрелками на (б) указаны прослойки остаточного аустенита, на (в)
— рефлекс, в котором получено темное поле.
396 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
менению зеренной структуры. Вместе с тем внутризеренная струк-
тура стали существенным образом трансформируется. В наимень-
шей степени это затрагивает границы раздела пакетов и кристаллов
мартенсита. Методами дифракционной электронной микроскопии
в разрушенном состоянии отчетливо выявляются границы реек,
пластин и пакетов (рис. 7). Однако в отдельных случаях удается об-
наружить участки материала, на которых ни в светлом поле
(рис. 8, а), ни в темном (рис. 8, б) границы раздела кристаллов мар-
тенсита не выявляются. Последнее означает, что пластическая де-
формация стали сопровождается разрушением границ раздела кри-
сталлов мартенсита, пакетов и пластин.
С увеличением степени деформации существенным образом из-
меняется субструктура кристаллов мартенсита. Во-первых, умень-
шаются продольные размеры фрагментов, и увеличивается степень
их разориентации. Во-вторых, увеличивается количество микро-
Рис. 8. Мартенситная структура закаленной стали 38ХН3МФА, 26%
(разрушенное состояние): а — светлое поле; б — темное поле, полученное в
рефлексе [110] -Fe; в — микроэлектронограмма. На (а) и (б) выделены
участки структуры с разрушенными границами кристаллов мартенсита,
на (в) стрелкой указан рефлекс, в котором получено темное поле.
Рис. 7. Мартенситная структура закаленной стали 38ХН3МФА, 26%
(разрушенное состояние): а — светлое поле; б — микроэлектронограмма.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 397
двойников в кристаллах мартенсита (рис. 9). Данный факт говорит
о деформировании стали не только путем движения дислокаций, но
и путем двойникования. Если в исходном состоянии микродвойни-
ки наблюдались в отдельно расположенных пакетах мартенсита, то
в структуре разрушенной стали микродвойники часто обнаружи-
ваются в расположенных рядом нескольких пакетах и в кристаллах
пластинчатого высокотемпературного мартенсита.
В-третьих, изменяется морфология изгибных экстинкционных
контуров. А именно, в исходном состоянии контуры замыкались на
границы кристаллов, указывая на то, что источниками полей на-
пряжений являются внутрифазные границы (рис. 3, рис. 5). Де-
формация стали приводит к появлению петлеобразных контуров,
т.е. контуров, расположенных внутри пакетов (рис. 10, а) или кри-
Рис. 9. Микродвойники деформации, формирующиеся в закаленной стали
38ХН3МФА, 26%: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в
рефлексе [110] -Fe; в — микроэлектронограмма. На (а) стрелками обо-
значены микродвойники, на (в) стрелкой указан рефлекс, в котором полу-
чено темное поле.
Рис. 10. Структура закаленной стали 38ХН3МФА, сформировавшаяся в
результате пластической деформации ( 26%); стрелками указаны из-
гибные экстинкционные контуры петлеобразной формы.
398 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
сталлов мартенсита и замкнутых сами на себя (рис. 10, б). Это сви-
детельствует о формировании источников полей напряжений внут-
ри кристаллов мартенсита.
В-четвертых, деформация стали сопровождается накоплением
непрерывных и дискретных разориентировок элементов субструк-
туры (кристаллов мартенсита и фрагментов кристаллов). На микро-
электронограммах выявляются тяжи матричных рефлексов (рис.
11, а, б), трансформирующиеся, с ростом степени деформации, в
отдельно расположенные точечные рефлексы, формируя квази-
кольцевую структуру, характерную для нанокристаллического ма-
териала (рис. 11, в).
В-пятых, возрастает скалярная и избыточная плотность дисло-
каций. Дислокационная субструктура при этом сохраняется и
представляет собой плотные сетки. Увеличение степени деформа-
ции, вплоть до разрушения образца, сопровождается лишь умень-
шением средних размеров элементов дислокационной сетки. Избы-
точная плотность дислокаций линейно связана с кривизной–
кручением кристаллической решетки b [19]. Величина ха-
рактеризует среднюю амплитуду кривизны–кручения кристалли-
ческой решетки стали. Поскольку в настоящей работе весь тензор
кривизны–кручения кристаллической решетки не измерялся, о
числе компонент тензора можно судить по плотности изгибных экс-
тинкционных контуров. Выполненный анализ показал, что плот-
ность изгибных экстинкционных контуров возрастает при увеличе-
нии степени деформации стали (рис. 12). Последнее свидетельству-
ет о постоянном нарастании числа компонент тензора изгиба–
кручения, отличных от нуля.
Детальный анализ структуры деформированной стали позволил
выявить особые состояния материала, располагающиеся, как пра-
вило, вдоль внутрифазных границ раздела, а именно, границ разде-
ла соседних пакетов или границ раздела пластин и пакетов — так
Рис. 11. Характерные микроэлектронограммы, полученные с пакетного
мартенсита закаленной стали 38ХН3МФА, подвергнутой пластической
деформации при 10% (а), 18,6% (б) и 26% (в).
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 399
называемые каналы локализованной деформации. В [41–43] было
показано, что в условиях интенсивной пластической деформации
волочением при комнатной температуре для стали 08Г2С (феррито-
перлитное состояние) характерной особенностью является форми-
рование вытянутых областей с ультрадисперсной структурой — ка-
налов деформации. Такие области на темнопольных изображениях
в матричных рефлексах проявляются в виде крапчатого контраста.
Микроэлектронограммы, полученные с таких областей, имеют, как
правило, квазикольцевое строение. Каналы деформации — это мес-
та локализации деформации. Такие области простираются на не-
сколько десятков микрометров в длину и имеют в поперечнике до
1 мкм. С ростом степени деформации средние размеры каналов
деформации увеличиваются [41–43].
В канале деформации субструктура также является фрагменти-
рованной, однако размеры фрагментов много меньше, чем в основ-
ном объеме материала. Кроме того, фрагменты в канале деформа-
ции изотропны по форме. Если судить по размеру фрагментов то
следует полагать, что в канале деформации локализован сдвиг в не-
сколько десятков раз превосходящий средний. Различие формы
фрагментов в матрице (высокоанизотропные фрагменты) и каналах
(изотропные фрагменты) свидетельствует о различных механизмах
Рис. 12. Структура закаленной стали 38ХН3МФА, сформировавшаяся в
результате пластической деформации = 5% (а), 10% (б), 18,6% (в) и 26%
(г); изгибные экстинкционные контуры указаны стрелками.
400 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
их формирования. Изотропия формы фрагментов в канале позволя-
ет предположить иные температурные условия их формирования.
Если анизотропные фрагменты есть результат холодной деформа-
ции, то изотропные фрагменты — результат теплой деформации.
Следующая особенность структуры каналов деформации связана
с поведением в них изгибных экстинкционных контуров. Отметим,
что изгибные контуры экстинкции отмечают области с одинаковой
ориентацией конкретных плоскостей отражения по отношению к
падающему пучку электронов [44]. Установлено [41–43], что как в
канале деформации, так и в прилегающих к нему областях присут-
ствуют участки одной ориентации или близких, вытянутые при-
близительно параллельно длинной стороне канала. С позиции гид-
родинамики такие участки подобны линиям тока при ламинарном
течении. Поскольку при деформации, как правило, возникает зна-
чительное количество участков с турбулентным течением, такое со-
поставление проливает свет на природу каналов деформации. А
именно, условия деформирования в них таковы, что работа дефор-
мации оказывается ниже, чем в соседних участках. Предполагает-
ся, что основную роль здесь играет локальный разогрев материала
[41–43].
Еще одной особенностью каналов деформации являются значи-
тельные поля напряжений, локализованные внутри них и в приле-
гающих к ним областях. Отмечены два механизма релаксации этих
полей напряжений [41–43]. Во-первых, путем фрагментации. В этом
случае образуются цепочки фрагментов малых размеров и близкой
ориентации, расположенные вдоль канала деформации. Во-вторых,
путем развития микротрещин.
Пример каналов локализованной деформации, формирующихся
при одноосном сжатии закаленной стали 38ХН3МФА, приведен на
рис. 13. Как отмечалось в [41–43], канал деформации имеет форму
вытянутой области, поперечные размеры которой 0,5 мкм. Канал
деформации имеет слоистое строение, напоминая этим структуру
пакета мартенсита. Слои сформированы кристаллитами, размеры
которых изменяются в пределах 50–100 нм. Кольцевое строение
микроэлектронограммы, полученной с области локализации кана-
ла деформации (рис. 13, г), указывает на преимущественно больше-
угловую разориентацию кристаллитов, формирующих его. Важно
отметить, что в прилегающих к каналу деформации областях мате-
риала структура стали по морфологическому признаку подобна
структуре исходного состояния, т.е. выявляются кристаллы пакет-
ного и пластинчатого мартенсита. Микроэлектронограмма, полу-
ченная с прилегающей к каналу области фольги, является точеч-
ной, характерной для поликристаллического материала (рис. 13,
в). С ростом степени деформации объем материала, занятый кана-
лами деформации возрастает, достигая на момент разрушения ста-
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 401
ли нескольких десятков процентов.
Деформация закаленной стали сопровождается фазовыми пре-
вращениями. Во-первых, это касается остаточного аустенита. С
увеличением степени деформации объемная доля остаточного ау-
стенита заметно уменьшается и при 0,2 остаточный аустенит в
стали методами дифракционной электронной микроскопии и рент-
геноструктурного анализа не выявляется. Вдоль границ кристаллов
мартенсита и пакетов, одновременно с этим обнаруживаются нано-
Рис. 14. Структура закаленной стали 38ХН3МФА, формирующаяся в ре-
зультате пластической деформации ( 18,6%): а — светлое поле; б —
темное поле, полученное в рефлексе [121] Fe3С; в — микроэлектронограм-
ма. На (а) и (б) стрелками обозначены частицы цементита, на (в) стрелкой
указан рефлекс, в котором получено темное поле.
Рис. 13. Каналы деформации, формирующиеся в закаленной стали
38ХН3МФА, 18,6%: а — светлое поле; б — темное поле, полученное в
рефлексе [110] -Fe; в, г — микроэлектронограммы. На (а) стрелками обо-
значены каналы деформации, на (г) стрелкой указан рефлекс, в котором
получено темное поле. Микроэлектронограмма (в) получена с области
фольги вдали от канала деформации, микроэлектронограмма (г) — с об-
ласти локализации канала деформации.
402 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
размерные частицы цементита (рис. 14). Следовательно, деформа-
ционное превращение остаточного аустенита протекает по схеме:
-Fe -Fe Fe3C.
Сопоставляя результаты, полученные при исследовании струк-
туры и морфологии каналов локализованной деформации (протя-
женные прослойки, расположенные вдоль границ пакетов и пла-
стин; увеличение объемной доли с ростом степени деформации), с
выявленным фактом снижения объемной доли остаточного аусте-
нита с увеличением степени деформации, можно предположить,
что вероятными местами зарождения каналов деформации в зака-
ленной стали могут быть прослойки остаточного аустенита.
Во-вторых, деформация закаленной стали сопровождается рас-
творением частиц цементита. Последнее приводит к уменьшению
средних размеров, плотности и объемной доли частиц карбидной фа-
зы. Одновременно с этим изменяется морфология частиц — исходно
иглообразные частицы (частицы расположены в объеме кристаллов
мартенсита) или тонкие прослойки (частицы расположены на грани-
цах кристаллов мартенсита и пакетов) превращаются на последней
стадии деформации в эллипсоидальные (рис. 15). Изложенные фак-
ты свидетельствуют о протекании в стали в процессе деформации
растворения (разрушения) частиц цементита «самоотпуска».
Как правило, обсуждаются два механизма разрушения частиц
карбида железа в стали при деформации [19, 22, 45–47]. Во-первых,
Рис. 15. Структура закаленной стали 38ХН3МФА, формирующаяся в ре-
зультате пластической деформации: а, б — 10%, в, г — 26%; а, в —
темные поля, полученные в рефлексах [211] Fe3С (а) и [201] Fe3С (в), б, г —
микроэлектронограммы. На (б) и (г) стрелками указан рефлекс, в котором
получено темное поле.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 403
механизм перерезания частиц движущимися дислокациями и вы-
носа атомов углерода в ферритную матрицу. В данном случае сте-
пень распада частиц цементита составляет несколько десятых про-
цента от количества разрушенных частиц. Перерезание частиц це-
ментита, как правило, сопровождается их последующим растаски-
ванием по объему кристалла. Во-вторых, механизм растворения
частиц с уходом углерода на дислокации (вытягивание атомов угле-
рода из карбидной фазы). Последнее возможно вследствие заметной
разницы энергии связи атомов углерода с дислокациями ( 0,6 эВ) и
с атомами железа в кристаллической решетке цементита ( 0,4 эВ).
Диффузия углерода протекает в поле напряжений, создаваемых
дислокационной субструктурой, формирующейся вокруг частиц
цементита. Степень распада цементита определяется величиной
плотности дислокаций и типом дислокационной субструктуры. На-
пример, холодное волочение стали Ст70 до степени 16% приво-
дит к сосредоточению на дислокациях до 0,13 вес.% углерода [22]. В
исследуемом материале, очевидно, имеют место оба процесса раз-
рушения частиц цементита. Резкое снижение коэффициента анизо-
тропии частиц на начальной стадии деформирования указывает, по
всей видимости, на преобладающую роль, на этой стадии деформи-
рования, процесса дробления частиц путем их перерезания.
Таким образом, выполненные исследования закаленной стали,
подвергнутой пластической деформации одноосным сжатием, вы-
явили сложный взаимосвязанный характер эволюции фазового со-
става и дефектной субструктуры материала, проявляющийся на
макро- (образец в целом, структура зеренного ансамбля), мезо- (па-
кет, кристаллы мартенсита, остаточный аустенит), микро- (де-
фектная субструктура кристаллов мартенсита, частицы карбидной
фазы) и наноструктурных (перераспределение атомов углерода при
разрушении частиц карбидной фазы) уровнях.
Корреляции и закономерности эволюции структуры стали при
деформации. Деформация закаленной стали сопровождается, как
было показано выше, множественным изменением ее структуры и
фазового состава, которые нашли свое отражение в виде зависимо-
стей, приведенных ниже.
Деформация стали сопровождается быстрым уменьшением про-
дольных размеров фрагментов с 800 нм в исходном состоянии до
200 нм в разрушенном состоянии (рис. 16, кривая 1). Поперечные
размеры фрагментов практически не изменяются и равны попереч-
ным размерам кристаллов пакетного мартенсита. Отметим, что
размеры фрагментов (субзерен) в каналах деформации, как было
показано выше, изменяются в пределах 50–100 нм. Пластическая
деформация стали сопровождается деформационным микродвой-
никованием. На всем протяжении деформирования плотность мик-
родвойников возрастает, но скорость изменения этой характери-
404 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
стики структуры стали различна на разных стадиях упрочнения
(рис. 16, кривая 2).
Пластическая деформация стали сопровождается нарастанием
скалярной плотности дислокаций (рис. 17, кривая 2). Скалярная
плотность дислокаций, как отмечалось выше, не может полностью
охарактеризовать дислокационную подсистему материала. Еще од-
ним важным параметром дислокационной подсистемы является
избыточная плотность дислокаций , величина которой также на-
растает с увеличением степени деформации (рис. 17, кривая 1).
Рис. 16. Зависимость продольных размеров фрагментов кристаллов мар-
тенсита L (кривая 1) и объемной доли микродвойников (кривая 2), рас-
положенных в кристаллах мартенсита, от степени деформации закален-
ной стали 38ХН3МФА.
Рис. 17. Зависимость избыточной (кривая 1) и скалярной (кривая 2) плот-
ности дислокаций , линейной плотности изгибных экстинкционных
контуров конт. (кривая 3) и амплитуды дальнодействующих напряжений
(кривая 4) от степени деформации закаленной стали 38ХН3МФА.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 405
Следует отметить, что интервал изменения скалярной и избыточ-
ной плотности дислокаций при деформации закаленной стали
сравнительно мал, что, очевидно, связано с предельно высокими
значениями этих величин уже в исходном состоянии.
Присутствие на электронно-микроскопических изображениях
структуры тонкой фольги изгибных экстинкционных контуров
(см. рис. 3–15) указывает на изгиб–кручение кристаллической ре-
шетки материала, т.е. свидетельствует о формировании в стали и
при закалке и в процессе деформирования дальнодействующих по-
лей напряжений [44].
Изгиб кристаллической решетки материала может быть, во-
первых, чисто упругим, создаваемым полями напряжений, накоп-
ленными из-за несовместности деформации, например, зерен поли-
кристалла [48, 49], пластичного материала с недеформируемыми
частицами [50]. Источниками полей напряжений упругого проис-
хождения, которые возникают в основном при неоднородной де-
формации материала, являются стыки и границы зерен поликри-
сталлов [48, 49], дисперсные недеформируемые частицы [50], в не-
которых случаях — трещины [51]; во-вторых, пластическим, если
изгиб создается дислокационными зарядами, т.е. избыточной
плотностью дислокаций, локализованной в некотором объеме мате-
риала [52–54], и, в-третьих, упругопластическим, когда в материа-
ле присутствуют оба источника полей.
Процедура оценки величины дальнодействующих полей напря-
жений по соответствующим экстинкционным контурам заключает-
ся в определении изгиба–кручения кристаллической решетки. Для
этой цели измеряется либо скорость перемещения экстинкционного
контура при изменении угла наклона гониометра, либо ширина
экстинкционного контура. Специальными опытами с одновремен-
ным использованием обоих приемов установлено, что ширина кон-
тура в величинах разориентировок в закаленных сталях составляет
1 градус. Амплитуда кривизны–кручения определяется величи-
ной градиента непрерывной разориентировки:
, (1)
где — изменение ориентировки отражающей плоскости фольги,
— перемещение изгибного контура [44].
Если на изучаемом участке фольги отсутствуют дислокации, то
имеет место упругий изгиб–кручение. В этом случае амплитуда
дальнодействующих полей напряжений может быть определена по
следующей формуле [55]:
,
Gt (2)
406 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
где G — модуль сдвига, t — толщина фольги.
Тестирующие оценки, выполненные на закаленных сталях [56], а
также на сталях, подвергнутых различным степеням и видам де-
формирования [19], показали, что разумные оценки величины
дальнодействующих полей напряжений могут быть выполнены с
использованием следующей приближенной формулы:
,
h
t
GGt
(3)
где h — поперечный размер изгибного экстинкционного контура.
Пластический изгиб–кручение обеспечивается локальной избы-
точной плотностью дислокаций: . При этом имеет место
соотношение [57, 58]
bb
1
. (4)
В случае чисто пластического изгиба–кручения скалярная плот-
ность дислокаций должна быть, по крайней мере, не меньше из-
быточной, определяемой по формуле (4). Если же скалярная плот-
ность дислокаций, измеренная локально, меньше, чем величина
( ), то имеет место упругопластический изгиб кристаллической
решетки. В последнем случае величина является условной, по-
скольку она никогда не может превышать .
Амплитуда дальнодействующих полей напряжений в случае
пластического изгиба–кручения может быть определена по сле-
дующей формуле [19]:
Gb . (5)
Таким образом, морфология изгибных экстинкционных конту-
ров характеризует градиент изгиба–кручения кристаллической
решетки материала, величина поперечного размера контуров —
степень изгиба–кручения кристаллической решетки и амплитуду
дальнодействующих полей напряжений [19]. Представленные на
рис. 17, кривая 4 результаты свидетельствуют о том, что дально-
действующие поля напряжений нарастают на всем интервале де-
формирования стали.
Плотность изгибных экстинкционных контуров возрастает при
увеличении степени деформации стали, не выходя на насыщение на
стадии IV деформационного упрочнения (рис. 17, кривая 3), что
свидетельствует о постоянном нарастании числа компонент тензора
изгиба–кручения, отличных от нуля [19, 44].
Пластическая деформация закаленной стали сопровождается
фрагментацией, микродвойникованием, скручиванием и искрив-
лением кристаллической решетки кристаллов мартенсита. Эти
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 407
процессы ведут к нарастанию азимутальной (рис. 18, кривая 1) и
радиальной составляющих полной разориентировки объемов стали.
Первая характеризует как непрерывные, так и дискретные разори-
ентировки, вторая — исключительно дискретные. Одновременно с
этим фиксируется перестройка структуры пакета мартенсита, ко-
торая заключается в уменьшении количества ориентаций кристал-
лов мартенсита в структуре пакета. В [12] показано, что в структуре
пакета конструкционных сталей одновременно присутствуют кри-
сталлы шести различных кристаллографических ориентаций. Вы-
полненные нами исследования свидетельствуют о том, что в процес-
се деформирования число кристаллографических ориентаций кри-
сталлов мартенсита в пакете снижается до 2–3 (рис. 18, кривая 2).
Последнее может указывать на объединение отдельных кристаллов
мартенсита близких ориентировок путем разрушения разделяю-
щих их границ.
Как обсуждалось выше, деформация стали приводит к разруше-
нию частиц цементита. Последнее характеризуется уменьшением
средних размеров, линейной плотности (рис. 19) и объемной доли
(рис. 20) частиц карбидной фазы, расположенных в объеме и на
границах кристаллов мартенсита. Атомы углерода, высвободив-
шиеся из кристаллической решетки частиц цементита, могут быть
расположены на дефектах кристаллической структуры стали
(межфазные и внутрифазные границы, дислокации) и в ее кристал-
лической решетке. Последнее должно привести к увеличению па-
раметра кристаллической решетки стали с ростом степени дефор-
мации. Действительно, как показали исследования, выполненные
Рис. 18. Зависимость азимутальной составляющей угла полной разориен-
тации структуры кристаллом мартенсита (кривая 1) и числа ориента-
ций реек в пакете n (кривая 2), определенного путем индицирования мик-
роэлектронограмм, от степени деформации закаленной стали
38ХН3МФА.
408 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
методами рентгеноструктурного анализа, параметры кристалличе-
ской решетки стали резко увеличиваются на начальной стадии
( 5%) деформации выходя в дальнейшем на насыщение (рис. 21).
Перераспределение углерода при деформации закаленной стали.
Выявленные количественные закономерности изменения парамет-
ров структуры стали в процессе пластического деформирования по-
зволили выполнить исследования, направленные на выявление
возможных мест локализации атомов углерода в структуре дефор-
Рис. 20. Зависимость объемной доли частиц цементита , расположенных
внутри кристаллов мартенсита (кривая 1), на границах кристаллов мар-
тенсита (кривая 2), и их суммы (кривая 3) от степени деформации зака-
ленной стали 38ХН3МФА.
Рис. 19. Зависимость поперечных (d — кривая 1), продольных (L — кривая
2) размеров частиц цементита, расположенных в объеме кристаллов мар-
тенсита, и расстояния между частицами цементита (r — кривая 3) от сте-
пени деформации закаленной стали 38ХН3МФА.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 409
мированной стали. С этой целью был проведен расчет баланса по уг-
лероду в зависимости от степени деформации стали.
В [34, 59–67] было показано, что углерод в структуре стали мо-
жет находиться в следующих позициях: в частицах карбидной фа-
зы, в твердом растворе на основе - и -железа, на дефектах струк-
туры (дислокации, субграницы, межфазные и внутрифазные гра-
ницы). Оценки количества углерода, сосредоточенного на перечис-
ТАБЛИЦА 1. К методу анализа распределения углерода в стали.
Места расположения
углерода
Оценочные выражения Литература
Твердый раствор
на основе -железа
,10
439
3
0
aa
VC
V — объемная доля -фазы;
а — текущий параметр решетки,
0
a 0,28668 нм
[64]
Твердый раствор
на основе -железа
,10
44
3
0
aa
VC
V — объемная доля -фазы;
а — текущий параметр решетки,
0
a = 0,3555 нм
[66, 67]
Частицы цементита
Cк 0,07Vк,
Vк — объемная доля карбидной фазы
Дефекты структуры
Cдеф С0 (C C Cк),
С0 0,38 вес. — содержание углерода в стали
[23]
Рис. 21. Зависимость параметра кристаллической решетки -Fe от степени
деформации закаленной стали 38ХН3МФА.
410 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
ленных выше позициях, осуществляли, используя выражения,
приведенные в табл. 1.
Отметим, что оценку количества углерода, сосредоточенного в
кристаллической решетке цементита, проводили в предположении
стехиометрического состава данной фазы.
Результаты выполненных оценок количества углерода, сосредо-
точенного на различных позициях структуры стали, приведены в
виде табл. 2.
Проведенные оценки показали, что с увеличением степени де-
формации суммарное количество атомов углерода, расположенных
в твердом растворе на основе - и -железа снижается, а количество
атомов углерода, расположенных на дефектах структуры — увели-
чивается. Особенно интенсивно процесс ухода атомов углерода на
дефекты протекает при 0,2.
ТАБЛИЦА 2. Распределение углерода в структуре закаленной стали, под-
вергнутой пластической деформации.
, %
C в кристаллической решетке, вес.%
С, вес.%,
суммарно
С, вес.%
(на дефектах) -Fe -Fe
Fe3C
(на границах)
Fe3C
(в матрице)
Fe3C
(суммарно)
0 0,1125 0,048 0,07 0,1243 0,1943 0,3548 0,0252
5 0,1350 0,016 0,07 0,1143 0,1843 0,3353 0,0447
10 0,1375 0,016 0,0612 0,105 0,1662 0,3197 0,0603
18,6 0,1425 0,008 0,0613 0,091 0,1523 0,3028 0,0772
26 0,1425 0,0 0,063 0,049 0,112 0,2545 0,1255
Рис. 22. Структура, формирующаяся в предварительно закаленной стали
38ХН3МФА, подвергнутой пластической деформации ( 26%) и после-
дующему отпуску при 60С: а — светлое поле; б — микроэлектронограм-
ма; в — темное поле, полученное в рефлексе типа [110] Fe3С. На (б) стрел-
кой указан рефлекс, в котором получено темное поле.
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 411
Убедительным доказательством нарисованной выше схемы пере-
распределения углерода в процессе деформации закаленной стали
явились результаты, полученные при исследовании деформирован-
ных образцов, подвергнутых последующему отпуску при темпера-
туре 70С. В образцах, разрушенных при деформации ( 0,26%),
после отпуска были обнаружены частицы карбидной фазы, распо-
ложенные вдоль дислокационных линий (рис. 22). Оценки, прове-
денные по электронно-микроскопическим изображениям структу-
ры стали, показали, что размеры частиц — 2,0–2,5 нм. Микроэлек-
тронограммы, полученные с данных выделений, демонстрируют
диффузионные тяжи, расположенные на месте рефлексов карбид-
ной фазы (рис. 22, б). Этот факт может свидетельствовать, во-пер-
вых, о «плывущих» параметрах кристаллической решетки выде-
лившихся частиц, что указывает на переменный элементный состав
частиц, во-вторых, о дефектной структуре частиц и, в-третьих, об
их малых размерах.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Анализ представленных в настоящей работе результатов позволяет
сделать следующие выводы:
1. Аустенизация при температуре 950С (1,5 часа) и последующая
закалка в масле стали 38ХН3МФА приводит к формированию мно-
гофазного материала, основной фазой которого является мартенсит
преимущественно пакетной морфологии.
2. Исследования закаленной стали, подвергнутой пластической де-
формации одноосным сжатием, выполненные методами электрон-
ной дифракционной микроскопии и рентгеноструктурного анализа,
выявили сложный взаимосвязанный характер эволюции фазового
состава и дефектной субструктуры материала, проявляющийся на
макро- (образец в целом, структура зеренного ансамбля), мезо- (па-
кет, кристаллы мартенсита, остаточный аустенит), микро- (де-
фектная субструктура кристаллов мартенсита, частицы карбидной
фазы) и наноструктурных (перераспределение атомов углерода при
разрушении частиц карбидной фазы) уровнях.
3. Показано, что деформация закаленной стали сопровождается
скольжением дислокаций и микродвойникованием; выявлены и
проанализированы места локализации деформации — каналы де-
формации, имеющие поперечные размеры 0,5 мкм и продольные —
несколько микрон. Размеры фрагментов в каналах деформации из-
меняются в пределах 50–100 нм.
4. Установлено, что с увеличением степени деформации стали на-
блюдается уменьшение продольных размеров фрагментов кристал-
лов мартенсита; увеличение плотности микродвойников; скаляр-
ной и избыточной плотности дислокаций, линейной плотности из-
412 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
гибных экстинкционных контуров и амплитуды дальнодействую-
щих полей напряжений.
5. Выявлено изменение фазового состава закаленной стали в про-
цессе деформации, обусловленное допревращением остаточного ау-
стенита.
6. Установлено, что деформация закаленной стали сопровождается
разрушением частиц цементита; высвобождающиеся атомы угле-
рода переходят в твердый раствор на основе -железа и на дефекты
кристаллической структуры стали.
ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА
1. М. Е. Блантер, Фазовые превращения при термической обработке стали
(Москва: Металлургия: 1962).
2. Э. Гудремон, Специальные стали (Москва: Металлургия: 1966), т. 1, 2.
3. В. Г. Курдюмов, Л. М. Утевский, Р. И. Энтин, Превращения в железе и ста-
ли (Москва: Наука: 1977).
4. В. С. Меськин, Основы легирования стали (Москва: Металлургия: 1964).
5. Л. И. Лысак, Б. И. Николин, Физические основы термической обработки
стали (Киев: Техника: 1975).
6. Высоколегированные стали (ред. А. Г. Рахштадт) (Москва: Металлургия:
1969).
7. И. И. Новиков, Теория термической обработки металлов (Москва: Метал-
лургия: 1978).
8. Технология термической обработки стали (Москва: Металлургия: 1981).
9. Металловедение и термическая обработка стали: Справочное издание
(Москва: Металлургия: 1983).
10. В. М. Счастливцев, Д. А. Мирзаев, И. Л. Яковлева, Структура термически
обработанной стали (Москва: Металлургия: 1994).
11. М. Л. Бернштейн, Л. М. Капуткина, С. Д. Прокошкин, Отпуск стали (Мо-
сква: МИСИС: 1997).
12. В. М. Счастливцев, Д. А. Мирзаев, И. Л. Яковлева и др., Перлит в углероди-
стых сталях (Екатеринбург: УрО РАН: 2006).
13. М. Л. Бернштейн, Структура деформированных металлов (Москва: Ме-
таллургия: 1977).
14. М. Л. Бернштейн, Термомеханическая обработка металлов и сплавов (Мо-
сква: Металлургия: 1968).
15. А. Г. Васильева, Деформационное упрочнение закаленных конструкцион-
ных сталей (Москва: Металлургия: 1981).
16. М. Л. Бернштейн, В. А. Займовский, Л. М. Капуткина, Термомеханическая
обработка стали (Москва: Металлургия: 1983).
17. С. А. Голованенко, Н. М. Фонштейн, Двухфазные низколегированные ста-
ли (Москва: Металлургия: 1986).
18. А. Б. Юрьев, В. Е. Громов, Б. М. Лебошкин и др., Формирование и эволюция
структурно-фазовых состояний и свойства сталей в современных техно-
логиях обработки давлением (Новосибирск: Наука: 2003).
19. В. Е. Громов, Э. В. Козлов, В. И. Базайкин и др., Физика и механика воло-
чения и объемной штамповки (Москва: Недра: 1997).
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ 413
20. Ф. Б. Пикеринг, Физическое металловедение и обработка сталей (Москва:
Металлургия: 1982).
21. Л. И. Тушинский, Теория и технология упрочнения металлических спла-
вов (Новосибирск: Наука: 1990).
22. Л. И. Тушинский, А. А. Батаев, Л. Б. Тихомирова, Структура перлита и
конструктивная прочность стали (Новосибирск: Наука: 1993).
23. М. В. Приданцев, Л. Н. Давыдова, И. А. Тамарина, Конструкционные ста-
ли: Справочник (Москва: Металлургия: 1980).
24. В. И. Трефилов, В. Ф. Моисеев, Э. П. Печковский и др., Деформационное
упрочнение и разрушение поликристаллических металлов (Киев: Наукова
думка: 1987).
25. Н. А. Конева, Д. В. Лычагин, С. П. Жуковский и др., ФММ, 60, вып. 1: 171
(1985).
26. Э. В. Козлов, Н. А. Попова, Ю. Ф. Иванов и др., Известия ВУЗов. Физика,
№ 10: 13 (1992).
27. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, Известия ВУЗов. Черная металлургия, № 8: 38
(1991).
28. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, Термическая обработка и физика металлов,
№ 15: 27 (1990).
29. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, Известия ВУЗов. Черная металлургия, № 6: 50
(1991).
30. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, ФММ, № 11: 202 (1991).
31. Ю. Ф. Иванов, ФММ, № 9: 57 (1992).
32. Ю. Ф. Иванов, Известия ВУЗов. Черная металлургия, № 10: 52 (1995).
33. Ю. Ф. Иванов, Известия ВУЗов. Черная металлургия, № 12: 33 (1995).
34. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, Материаловедение, № 11: 33 (2000).
35. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, Известия ВУЗов. Физика, 45, № 3: 5 (2002).
36. Эволюция дислокационной субструктуры, упрочнение и разрушение спла-
вов (Томск: Изд. ТГУ: 1992).
37. Проблемы разработки конструкционных сплавов (Москва: Металлургия:
1980).
38. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, Известия ВУЗов. Черная металлургия, № 12:
38 (1990).
39. Ю. Ф. Иванов, Э. В. Козлов, ФММ, № 10: 203 (1991).
40. Дефекты кристаллической решетки и свойства металлов и сплавов (Ту-
ла: ТулПИ: 1992).
41. В. Е. Громов, В. Е. Панин, Ю. Ф. Иванов и др., Металлофизика, 13, № 4: 9
(1991).
42. В. Е. Громов, Л. Б. Зуев, Э. В. Козлов, В. Я. Целлермаер, Электростимули-
рованная пластичность металлов и сплавов (Москва: Недра: 1996).
43. Ю. Ф. Иванов, В. Е. Громов, Э. В. Козлов и др., Известия ВУЗов. Черная
металлургия, № 6: 42 (1997).
44. П. Хирт, Р. Хови, Р. Николсон и др., Электронная микроскопия тонких
кристаллов (Москва: Мир: 1968).
45. В. В. Рыбин, В. А. Малышевский, В. Н. Олейник, ФММ, 42, вып. 2: 363
(1976).
46. Л. С. Давыдова, М. В. Дегтярев, В. И. Левит и др., ФММ, 60, вып. 2: 341
(1985).
47. Л. С. Давыдова, М. В. Дегтярев, Р. И. Кузнецов и др., ФММ, 61, вып. 2: 339
414 Ю. Ф. ИВАНОВ, Е. В. КОРНЕТ, В. Е. ГРОМОВ, С. В. КОНОВАЛОВ
(1986).
48. В. Е. Панин, В. А. Лихачев, Ю. В. Гриняев, Структурные уровни деформа-
ции твердых тел (Новосибирск: Наука: 1985).
49. В. В. Рыбин, Большие пластические деформации и разрушение металлов
(Москва: Металлургия: 1986).
50. Дж. Эшелби, Континуальная теория дислокаций (Москва: ИИЛ: 1963).
51. В. М. Финкель, Физические основы торможения разрушения (Москва: Ме-
таллургия: 1977).
52. Н. А. Конева, Э. В. Козлов, Известия ВУЗов. Физика, № 8: 3 (1982).
53. В. И. Владимиров, Физическая теория прочности и пластичности. Точеч-
ные дефекты. Упрочнение и возврат (Ленинград: ЛПИ: 1975).
54. М. А. Штремель, Прочность сплавов (Москва: МИСиС: 1999).
55. Н. А. Конева, Э. В. Козлов, Л. И. Тришкина и др., Сб. трудов Международ-
ной конференции «Новые методы в физике и механике деформируемого
твердого тела» (Томск: ТГУ: 1990), с. 83.
56. Ю. Ф. Иванов, В. В. Целлермаер, Л. Н. Игнатенко и др., Материаловеде-
ние, № 1: 40 (2001).
57. Н. А. Конева, Э. В. Козлов, Вестник ТГАСУ, № 1: 21 (1999).
58. Н. А. Конева, Э. В. Козлов, Н. А. Попова и др., Структура, фазовые пре-
вращения и свойства нанокристаллических сплавов (Екатеринбург:
УрО РАН: 1997), с. 125.
59. Ю. Ф. Иванов, С. А. Гладышев, Н. А. Попова и др., Взаимодействие дефек-
тов кристаллической решетки и свойства: Сб. трудов (Тула: ТулПИ:
1986), с. 100.
60. G. Speich and P. R. Swann, J. Iron and Steel Inst., 203, No. 4: 480 (1695).
61. B. V. N. Raj and G. Thomas, Proc. Int. Conf. ‘Martensite Transformation
ICOMAT-1979’ (Cambridge: 1979), vol. 1, p.12.
62. G. Speich, Trans. Met. Soc. AIME, 245, No. 10: 2553 (1969).
63. D. Kalich and E. M. Roberts, Met. Trans., 2, No. 10: 2783 (1971).
64. E. J. Fasiska and H. Wagenblat, Trans. Met. Soc. AIME, 239, No. 11: 1818
(1967).
65. S. J. Barnard, G. D. W. Smith, M. Saricaya et al., Scripta met., 15, No. 4: 387
(1981).
66. N. Ridley, H. Stuart, and L. Zwell, Trans. Met. Soc. AIME, 246, No. 8: 1834
(1969).
67. С. И. Веселов, Е. З. Спектор, ФММ, 34, № 5: 895 (1972).
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-98108 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 1608-1021 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T17:12:41Z |
| publishDate | 2009 |
| publisher | Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Иванов, Ю.Ф. Корнет, Е.В. Громов, В.Е. Коновалов, С.В. 2016-04-09T08:44:59Z 2016-04-09T08:44:59Z 2009 Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации / Ю.Ф. Иванов, Е.В. Корнет, В.Е. Громов, С.В. Коновалов // Успехи физики металлов. — 2009. — Т. 10, № 4. — С. 389-414. — Бібліогр.: 67 назв. — рос. 1608-1021 PACS numbers: 61.72.-y, 62.20.F-, 64.70.kd, 81.40.Jj, 81.40.Lm, 81.70.Bt, 83.50.-v https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98108 Методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа изучен процесс пластической деформации закаленной конструкционной стали 38ХН3МФА. Выявлена стадийность деформационной кривой при сжатии. Установлены и проанализированы места локализации деформации — каналы деформации, имеющие попе-речные размеры 0,5 мкм, а продольные — несколько микрон. Размеры фрагментов в каналах деформации составляют 50–100 нм. С увеличением степени деформации наблюдается уменьшение продольных размеров кристаллов мартенсита и увеличение плотности микродвойников, ска-лярной и избыточной плотности дислокаций, амплитуды дальнодейст-вующих полей напряжений. Установлены возможные места локализации атомов углерода в структуре стали. Показано, что с увеличением степени деформации суммарное количество атомов углерода, расположенных в твердых растворах на основе α- или γ-железа, снижается, а на дефектах структуры — увеличивается. Методами просвітної дифракційної електронної мікроскопії та рентґенос-труктурної аналізи вивчено процес пластичної деформації загартованої конструкційної сталі 38ХН3МФА. Виявлено стадійність деформаційної кривої за стиснення. Встановлено та проаналізовано місця локалізації деформації — канали деформації, що мають поперечні розміри 0,5 мкм, а поздовжні — кілька мікрон. Розміри фраґментів у каналах деформації складають 50–100 нм. Зі збільшенням ступеня деформації спостерігаєть-ся зменшення поздовжніх розмірів кристалів мартенситу і збільшення густини мікродвійників, скалярної і надлишкової густини дислокацій, амплітуди далекосяжних полів напружень. Встановлено можливі місця локалізації атомів вуглецю в структурі сталі. Показано, що зі збільшен-ням ступеня деформації сумарна кількість атомів вуглецю, розташованих у твердих розчинах на основі α- або γ-заліза, знижується, а на дефектах структури — збільшується. The process of plastic deformation of quenched constructional 38CrNi3MoV (0.38% C, < 1% Cr, 3% Ni, < 1% Mo, < 1% V) steel is studied by methods of transmission electron diffraction microscopy and X-ray structure analysis. The stages of deformation curves are revealed during the steel compression. Deformation localization places, namely, deformation channels having the transverse size of 0.5 μm and longitudinal ones of some microns, are revealed and analysed. In deformation channels, there are fragments with sizes of 50–100 nm. Longitudinal fragment sizes of martensite crystals are decreased, and microtwins’ density, scalar and excess dislocation density, amplitude of long-range stress fields are increased with the deformation-degree growth. The possible places of carbon-atoms localization in the steel structure are determined. As shown, the total quantity of carbon atoms located in the solid solutions based on α- or γ-Fe is increased, and it is decreased on the structure defects with the growth of deformation degree. ru Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України Успехи физики металлов Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации Структурно-фазові перетворення у загартованій конструкційній сталі за деформації Structure-Phase Transformations in the Quenched Constructional Steel at Deformation Article published earlier |
| spellingShingle | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации Иванов, Ю.Ф. Корнет, Е.В. Громов, В.Е. Коновалов, С.В. |
| title | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации |
| title_alt | Структурно-фазові перетворення у загартованій конструкційній сталі за деформації Structure-Phase Transformations in the Quenched Constructional Steel at Deformation |
| title_full | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации |
| title_fullStr | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации |
| title_full_unstemmed | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации |
| title_short | Структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации |
| title_sort | структурно-фазовые превращения в закаленной конструкционной стали при деформации |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98108 |
| work_keys_str_mv | AT ivanovûf strukturnofazovyeprevraŝeniâvzakalennoikonstrukcionnoistaliprideformacii AT kornetev strukturnofazovyeprevraŝeniâvzakalennoikonstrukcionnoistaliprideformacii AT gromovve strukturnofazovyeprevraŝeniâvzakalennoikonstrukcionnoistaliprideformacii AT konovalovsv strukturnofazovyeprevraŝeniâvzakalennoikonstrukcionnoistaliprideformacii AT ivanovûf strukturnofazovíperetvorennâuzagartovaníikonstrukcíiníistalízadeformacíí AT kornetev strukturnofazovíperetvorennâuzagartovaníikonstrukcíiníistalízadeformacíí AT gromovve strukturnofazovíperetvorennâuzagartovaníikonstrukcíiníistalízadeformacíí AT konovalovsv strukturnofazovíperetvorennâuzagartovaníikonstrukcíiníistalízadeformacíí AT ivanovûf structurephasetransformationsinthequenchedconstructionalsteelatdeformation AT kornetev structurephasetransformationsinthequenchedconstructionalsteelatdeformation AT gromovve structurephasetransformationsinthequenchedconstructionalsteelatdeformation AT konovalovsv structurephasetransformationsinthequenchedconstructionalsteelatdeformation |