Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 7, стр. 750-756

3.1. Изменение структуры стали после холодной ударно-волновой деформации при –129 и 20°С

Структура стали 0.4N–20Сr–6Ni–11Mn–2Mo–V–Nb в исходном состоянии после закалки с прокатного нагрева от температур 1000–1100°С состояла из полиэдрических зерен аустенита размером 40–120 мкм. Использование скоростного нагружения может приводить к реализации трех основных структурных изменений в стали: увеличению плотности дислокаций; образованию более плотных мартенситных фаз при локальном сжатии метастабильного аустенита (принцип Ле-Шателье); развитию обратного мартенситного превращения. При деформационном разогреве возможны также возврат и рекристаллизация аустенита. Как показали исследования, деформирование азотистой аустенитной стали при исходных температурах –129 и 20°С со скоростями 448 и 471 м/с практически не изменяет зеренную структуру. В средней части образцов наблюдаются участки откольного разрушения. Деформационно-индуцированные структурно-фазовые превращения происходят внутри зерен, что подтверждается электронно-микроскопическими исследованиями. На рис. 1а, 1б представлены светлопольное и темнопольное изображения структуры исследованной стали после ударно-волнового воздействия со скоростью 448 м/с при температуре –129°С. На снимках видны участки с повышенной плотностью дислокаций и пластинчатые кристаллы мартенситной ε-фазы с ГПУ-решеткой, имеющей меньший удельный объем, чем материнская аустенитная фаза. Внутри мартенситных кристаллов заметны дислокации и тонкие пластины иной ориентации, похожие на микродвойники. Расшифровка сеток рефлексов на микродифракции (рис. 1в) свидетельствует о присутствии γ и ε фаз с осями зон [012] и [111] соответственно. Проведенный анализ стереографических проекций, построенных для этих осей зон, подтверждает наличие типичных мартенситных ориентационных соотношений между этими фазами: (0001)_ε || ($\bar {1}$11)_γ, [$\bar {1}$2$\bar {1}$0]_ε || [110]_γ. Следует отметить, что в процессе холодной деформации прокаткой в исследованной стали ε-фаза не образуется [21, 22], что связано с отсутствием заметного объемного сжатия аустенита в этих условиях. Сформировавшаяся при низкотемпературном (‒129°С) взрывном нагружении мартенситная ε-фаза сохраняется в структуре, так как наблюдаемый деформационный разогрев металла не превышает температуры обратного мартенситного превращения ε → γ (200–300°С) в подобных сталях [18].

Рис. 1.

Светлопольное (а) и темнопольное (б) изображения ε-мартенсита и соответствующая микродифракция (в) от аустенита и мартенсита (с осями зон [012]_γ и [111]_ε) в стали 0.4N–20Сr–6N–11Mn–2Mo–V–Nb, подвергнутой ударно-волновому нагружению со скоростью 448 м/с при –129°С (стрелкой показан рефлекс ($10\bar {1}$)_ε, в котором снималось темное поле).

Повышение до 20°С температуры исходной деформации со скоростью 471 м/с также приводит к структурным изменениям (рис. 2а–2г). На электронограмме деформированной стали (рис. 2г) присутствуют сетки рефлексов от ГЦК-аустенита и ГПУ-мартенсита с осями зон соответственно [011]_γ и [$\bar {1}$$\bar {1}$$\bar {1}$]_ε. Пластинчатые кристаллы ε-фазы хорошо видны на темнопольном изображении (рис. 2в). Степень деформации в разных участках сохраненных образцов неодинаковая. Основным отличием структуры стали, деформированной при этой более высокой температуре (20°С), является образование в отдельных участках зерна протяженных полосовых дислокационных скоплений (рис. 2а, 2б) с высокой плотностью дислокаций внутри полос (до (1–2) × 10¹¹ см^–2). При этом средняя плотность дислокаций в зерне достигает 2 × 10¹⁰ см^–2, в то время как плотность дислокаций в исходной закаленной аустенитной стали составляет 2 × 10⁸ см^–2. Если в процессе ударно-волнового нагружения при исходной температуре 20°С имеет место разогрев отдельных участков образца выше температурного интервала обратного ε → γ-превращения (200–300°С), то в стали должен осуществляться ε → γ-переход. Появление в аустенитных зернах вытянутых зон с повышенной плотностью дислокаций, которые имеют ту же ГЦК-решетку и ориентацию, как аустенитная матрица, однозначно свидетельствует о развитии обратимого мартенситного превращения ε → γ. При этом наблюдается фазовый наклеп аустенита [21] в результате циклического γ → ε → γ-превращения, проявляющийся в виде повышенной плотности дислокаций на месте бывших кристаллов ε-мартенсита. Обычно плотность дислокаций в подобных недеформированных высокомарганцевых сталях после цикла γ → ε → γ-превращений повышается незначительно из-за высокой кристаллографической обратимости этих превращений [21, 22]. В настоящей работе высокая концентрация дислокаций в фазонаклепанном аустените объясняется наследованием аустенитом дислокационной структуры от сильно деформированной ε-фазы.

Рис. 2.

Светлопольное (а, б) и темнопольное (в) изображения структуры стали 0.4N–20Сr–6Ni–11Mn–2Mo–V–Nb и соответствующая микродифракция (г) после ударно-волнового нагружения со скоростью 471 м/с при исходной температуре 20°С. Темное поле (в) получено в рефлексе ($\bar {1}10$)_ε.

3.2. Изменение структуры стали после ударно-волновой деформации при 203°С

Повышение температуры деформации до 203°С (при близкой скорости нагружения 530 м/с) приводит к развитию циклического γ → ε → γ-превращения с формированием вытянутых дислокационных скоплений в пределах бывших ε-пластин (рис. 3а, 3б). Образование ε-фазы при относительно высокой температуре 203°С объясняется высоким давлением при ударно-волновом нагружении, которое расширяет температурный интервал образования ε-фазы с меньшим удельным объемом, чем у γ-фазы.

Рис. 3.

Дислокационная структура (а, в) и микродифракция (б) стали 0.4N–20Сr–6Ni–11Mn–2Mo–V–Nb после γ → ε → γ-превращения в процессе ударно-волнового воздействия со скоростью 530 м/с при 203°С.

Как видно на рис. 3, в структуре не сохранились кристаллы ε-фазы – все они испытали обратное ε → γ-превращение при снятии высокого давления и локальном повышении температуры. В результате деформации при 203°С и фазового наклепа при γ → ε → γ-превращении плотность дислокаций в аустенитном зерне увеличилась до 10¹⁰ см^–2. По распределению кристаллов ε-фазы и вытянутых дислокационных полос на их месте (см. рис. 1–3) можно полагать, что в результате скоростной деформации при –129, 20 и 203°С в исследованной стали образовывалось до 30–50% ε-фазы. Близкое количество ε-мартенсита образуется при 4–5% холодной пластической деформации в аустенитных Cr–Mn–Mo–V сталях с 0.3–0.4 мас. % углерода (0.35C–14Сr–3Ni–15Mn–4Si–1V). Эти стали обладают эффектом памяти формы (ЭПФ) в результате γ → ε-превращения при деформации и ε → γ-превращения при последующем нагреве [21, 23]. Развитие γ → ε → γ-превращения в процессе ударно-волнового воздействия на сталь 0.4N–20Сr–6Ni–11Mn–2Mo–V–Nb при 20 и 203°С должно привести не только к локальному формоизменению материала (при превращении γ → ε), но и к частичному восстановлению его формы (при обратном превращении ε → γ). За счет ЭПФ возможно уменьшение величины пластической деформации на 1.5–2% в сталях близкого состава [23]. При этом экспериментально наблюдаемая оставшаяся часть пластической деформации в стали составляет ~2%. Эта степень пластической деформации реализована в результате не мартенситного, а дислокационного механизма формоизменения при ударно-волновом нагружении.

3.3. Структура стали после ударно-волнового нагружения при 548°С

В результате пластической деформации стали 0.4N–20Сr–6Ni–11Mn–2Mo–V–Nb со скоростью нагружения 509 м/с при значительно более высокой температуре (548°С) реализуется начальная стадия формирования ячеистой дислокационной структуры (рис. 4а, 4б). Средняя плотность дислокаций достигает (5–6) × 10⁹ см^–2. По микродифрационным картинам (рис. 4а, 4б, 4г) можно утверждать, что в стали нет ε-фазы. Преобладает однофазная аустенитная структура с ГЦК -решеткой. Нет вытянутых полосовых скоплений дислокаций, что говорит об отсутствии деформационно-индуцированного превращения γ → ε → γ при таких высоких температурах ударно-волнового нагружения. В отдельных участках образца наблюдается снижение плотности дислокаций, связанное с развитием процессов возврата и полигонизации. Высокие температуры обработки вызывают выделение карбонитридов ниобия (на дислокациях) размером до 10–20 нм, темнопольное изображение которых в рефлексе Nb(CN) представлено на рис. 4в.

Рис. 4.

Различные участки структуры стали 0.4N–20Сr–6Ni–11Mn–2Mo–V–Nb (а–в) с соотсетствующими микродифракциями после ударно-волнового воздействия со скоростью 509 м/с при 548°С. Темнопольное изображение карбонитридов (в) получено в рефлексе (200)_Nb(C,N), представленном на микродифракции (г).