Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 3, стр. 301-306

Изменение зеренной структуры стали в результате деформации со скоростями 471 и 904 м/с при 20°С

Изменение размеров зерен аустенитной стали Х20Н6Г11М2АФБ в процессе разогрева образцов при ударно-волновом воздействии может происходить в результате рекристаллизации при высокой скорости нагружения. Сталь в исходном состоянии после закалки с прокатного нагрева содержала преимущественно полиэдрические зерна аустенита размером 40–120 мкм и до 7% мелких зерен δ-феррита размером 5–20 мкм, выстроенных в цепочки в основном в направлении прокатки (рис. 1а). Распределение зерен по углам разориентации анализировали с помощью обработки картин дифракции обратно-рассеянных электронов. На рис. 1б представлено распределение межзеренных БУ границ с углами разориентации 15°–180° (темные линии) и МУ границ с углами разориентации 2°–15° (более светлые линии) для стали Х20Н6Г11М2АФБ в исходном состоянии. Преобладают мелкие и более крупные зерна с большеугловыми границами (около 90% в исследованном участке образца). Цепочки самых мелких зерен являются δ-ферритом (рис. 1б, 1в). Расположение зерен δ-феррита с ОЦК-решеткой представлено на темном фоне аустенитной матрицы с ГЦК-решеткой (рис. 1в).

Рис. 1.

Микроструктура стали Х20Н6Г11М2АФБ в исходном состоянии: световая металлография (а), схема БУ и МУ границ (соответственно темные и более светлые линии) (б) и расположение зерен δ- феррита (светлые участки) в аустенитной матрице (темные участки) (в).

Ударно-волновое воздействие со скоростями 471 и 904 м/с практически не изменяет зеренную структуру стали Х20Н6Г11М2АФБ (рис. 2а, 2б). Новые рекристаллизованные зерна обнаружены не были. Это свидетельствует о том, что разогрев стали при используемых скоростях воздействия не превышал 750–800°С, когда могут появляться первые кристаллы рекристаллизованного аустенита. Небольшое количество внутризеренных МУ границ присутствует в деформированных образцах (рис. 2а, 2б). Следует отметить заметную разнозернистость по сечению образцов стали в исходном состоянии, что не позволяет получить точные средние размеры зерен в разных участках образцов после деформационного воздействия. Рассчитанные средние размеры кристаллов сплава Х20Н6Г11М2АФБ, состоящего из мелких зерен феррита и более крупных зерен аустенита, составляют 26.5, 30.4, 23.7 мкм соответственно для исходного и деформированного при 471 и 904 м/c состояний. Наблюдаемая небольшая разница в средних величинах зерен связана с неоднородностью исходной зеренной структуры и не отражает изменение их размеров в результате высокоскоростной деформации. Гистограммы распределения границ зерен по углу разориентации после деформационного воздействия со скоростями 471 и 904 м/c также мало отличаются друг от друга (рис. 3). Основные деформационно-индуцированные структурные изменения происходят внутри зерен, что подтверждается электронно-микроскопическими исследованиями.

Рис. 2.

Схема БУ и МУ-границ зерен (соответственно темные и более светлые линии) в стали 04Х20Н6Г11М2АФБ после ударно-волнового воздействия при исходной комнатной температуре со скоростями 471 (а) и 904 м/с (б).

Рис. 3.

Гистограммы распределения границ зерен по углу разориентации в стали 04Х20Н6Г11М2АФБ после ударно-волнового воздействия со скоростями 471 (а) и 904 м/с (б) при исходной комнатной температуре.

Изменение тонкой структуры стали в результате деформации со скоростями 471 и 904 м/с при исходной комнатной температуре

В процессе ударной деформации со скоростью 471 м/с при исходной температуре 20°С в исследованной стали наблюдается образование большого количества дислокаций и кристаллов ε-мартенсита с ГПУ-решеткой (рис. 4), что типично для Cr–Mn-аустенитных сталей с пониженной энергией дефекта упаковки. На электронограмме деформированной стали (рис. 4в) присутствуют сетки рефлексов от ГЦК-аустенита и ε-мартенсита с осями зон соответственно [011]_γ и [111]_ε.

Рис. 4.

Светлопольное (а) и темнопольное (б) изображения пластин ε-мартенсита с соответствующей микродифракцией (в) и темнопольное изображение карбонитридов (г) в составном рефлексе (200)_γ + (200)_V,Nb(N,C) в стали Х20Н6Г11М2АФБ, подвергнутой ударно-волновому нагружению при комнатной температуре со скоростью 471 м/с.

Пластинчатые кристаллы ε-фазы хорошо видны на светлопольном и темнопольном изображениях (рис. 4а, 4б). Эти кристаллы, в свою очередь, претерпевают дополнительное деформационное воздействие при их пересечении дислокациями по поперечно распложенным плоскостям, что приводит к дроблению ε-пластин и возможно к их частичному двойникованию. В пределах зерна деформированного аустенита наблюдаются также дисперсные частицы карбонитридов типа V,Nb(C,N) размером менее 10 нм (см. темнопольное изображение на рис. 4г), изоморфных аустенитной матрице с осью зоны [011]. Соответствующие карбонитридные рефлексы видны на электронограмме (рис. 4в).

Следует отметить, что степень деформации сохраненных образцов неодинаковая. В пределах исходных аустенитных зерен в процессе ударно-волнового нагружения со скоростью 471 м/с в отдельных участках формируются протяженные полосовые скопления дислокаций с повышенной плотностью – до (5–8) × 10¹⁰ см^–2 (рис. 5а, 5б). Эти скопления дислокаций образовались на месте бывших кристаллов ε-фазы. Если в процессе ударно-волнового нагружения происходит разогрев отдельных участков образца выше 250–300°С, то в стали должно происходить обратное мартенситное превращение ε → γ. Появление в аустенитных зернах вытянутых зон с повышенной плотностью дислокаций, которые имеют ту же ГЦК-решетку и ориентацию, как аустенитная матрица (рис. 5в), однозначно свидетельствует о развитии обратного мартенситного превращения ε → γ в процессе ударного воздействии. При этом имеет место фазовый наклеп аустенита [12] в результате циклического γ → ε → γ-превращения (в виде повышенной плотности дислокаций до (5–8) × 10¹⁰ см^–2) на месте бывших кристаллов ε-мартенсита. Следует отметить тот факт, что обычно плотность дислокаций в высокомарганцевых сталях после цикла γ → ε → γ-превращений изменяется незначительно из-за высокой обратимости этих превращений и не приводит к рекристаллизации аустенита от фазового наклепа [13]. Однако в настоящей работе высокая концентрация дислокаций в фазанаклепанном аустените объясняется предварительной интенсивной деформацией ε‑фазы в процессе ударно-волнового нагружения.

Рис. 5.

Полосовая дислокационная структура аустенита (а, б) и соответствующая микродифракция (в) после γ → ε → γ превращения в стали Х20Н6Г11М2АФБ, подвергнутой ударно-волновому нагружению со скоростью 471 м/с при исходной комнатной температуре.

На рис. 6а представлена структура стали Х20Н6Г11М2АФБ после ударно-волнового нагружения со скоростью 904 м/с при исходной комнатной температуре.

Рис. 6.

Структура стали Х20Н6Г11М2АФБ после ударно-волнового нагружения со скоростью 904 м/с при исходной комнатной температуре (а) и соответствующая электронограмма (б).

Увеличение скорости деформационного воздействия почти в 2 раза (по сравнению с ранее рассмотренным случаем) привело к существенному повышению температуры образца, что способствовало более полному развитию обратного мартенситного превращения ε → γ. При этом в структуре полностью исчезли кристаллы ε-мартенстита и на их месте сформировались вытянутые аустенитные области с повышенной плотностью дислокаций (до 8 × 10¹⁰ см^–2). Наблюдаемые дислокационные полосы имеют такую же ориентацию, как и исходная аустенитная матрица (см. микродифракцию на рис. 6б от монокристальной γ-фазы с осью зоны [123]_γ), что свидетельствует о восстановлении ориентации аустенита после прямого и обратного мартенситных превращений γ → ε → γ.