1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 122, № 4, 2021

Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 4, стр. 424-430

Влияние специальных границ на γ → α-превращение в аустенитной нержавеющей стали

М. Л. Лобанов a, b, *, В. И. Пастухов c, А. А. Редикульцев a

a УрФУ им. первого Президента России Б.Н. Ельцина
620002 Екатеринбург, ул. Мира, 19, Россия

b Институт физики металлов УрО РАН им. М.Н. Михеева
620108 Екатеринбург, ул. Софьи Ковалевской, 18, Россия

c АО “Институт реакторных материалов”
624250 Свердловская область, Заречный, п/о 29, Россия

* E-mail: m.l.lobanov@urfu.ru

Поступила в редакцию 30.07.2020
После доработки 02.12.2020
Принята к публикации 14.12.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методом ориентационной микроскопии (EBSD) исследована структура аустенитной нержавеющей стали, содержащей 18 мас. % Cr и 9 мас. % Ni, после длительной эксплуатации при повышенных температурах и нейтронном облучении. В образцах в процессе их бездеформационной резки частично реализовывалось сдвиговое γ → α-превращение. Распад аустенита происходил под действием изотропных напряжений, направленных нормально к исследуемой поверхности. Проведен сравнительный анализ точности выполнения ориентационных соотношений (ОС) в процессе γ → α-превращения: Курдюмова–Закса, Нишиямы–Вассермана, Грегори–Трояно и других. Установлено, что в данном случае превращение наиболее точно описывается ОС Грегори–Трояно. Показано, что зарождение α-фазы происходило на когерентных двойниковых границах (Σ3 в модели решетки совпадающих узлов) между зернами аустенита, что определило варианты действующих ОС и однозначную кристаллографическую ориентацию зерен α-фазы.

Ключевые слова: фазовые превращения, аустенитные нержавеющие стали, феррит, ориентационная микроскопия, ориентационные соотношения, специальные границы

ВВЕДЕНИЕ

Сдвиговое фазовое превращение (ФП) аустенита в сталях и сплавах на основе железа играет ключевую роль в формировании структур, характеризующихся уникальным комплексом прочностных и пластических свойств [1–5]. Однако до настоящего времени основные аспекты ФП, включая кристаллографические, остаются не до конца понятными [6–10]. Повышенный интерес исследователей к ориентационным соотношениям (ОС) между исходной и конечной фазами [10–22] связан, прежде всего с тем, что ОС, как некие “следы”, оставленные превращением, отражают механизм трансформации кристаллических решеток. Также ОС в совокупности с морфологией продуктов распада указывают на определенные особенности превращений, реализующиеся при различных условиях [2, 11–18]. С практической точки зрения интерес к кристаллографии ФП определяется открывающимися возможностями по управлению текстурой, и, соответственно, анизотропией физико-механических свойств функциональных материалов и изделий [23, 24].

Наличие кристаллографически обусловленных высокоугловых границ с особыми свойствами, например, специальных границ в модели решетки совпадающих узлов в фазе с ГЦК-решеткой [23, 25], может влиять на механизмы зарождения, направленность и интенсивность фазового [24] или структурного превращений [26] в металлическом изделии. Очевидно, что понимание взаимосвязи структуры границ с зарождением новой фазы и действующими ориентационными соотношениями позволяет значительно расширить наши представления о механизмах сдвиговых превращений и возможных способах управления ими.

Данная работа посвящена исследованию кристаллографических особенностей γ–α-превращения, проходящего на высокоугловых специальных границах, широко представленных в исходной структуре аустенита нержавеющей стали Х18Н9.

МЕТОДИКА

В качестве материала для исследований использовали образцы бесшовной трубы из нержавеющей аустенитной стали Х18Н9, длительное время (более 30 лет) находившейся при повышенных температурах – 370–430°С и нейтронном облучении. Предварительно проведенное исследование [27] на образцах, бездеформационно вырезанных из изделия, показало, что на их взаимно перпендикулярных поверхностях, возникшая α-фаза с ОЦК-решеткой, характеризовалась наличием аксиальной текстуры ❬111❭, ось которой являлась нормальной к плоскости разреза. Это позволило утверждать, что распад аустенита происходил под действием изотропных напряжений, связанных с радиационным распуханием изделия (формированием радиационной пористости) [28], в момент релаксации напряжений при разрезе.

Исследование структуры проводили на растровом микроскопе Tescan Mira3, оснащенным приставкой EBSD NordlysNano анализа фирмы Oxsford Instruments, при ускоряющем напряжении 20 кВ. Шаг сканирования – 0.5 мкм. Погрешность определения ориентации кристаллической решетки – не более ±1° (в среднем ±0.6°). Малоугловые границы (МУГ) между локальными объемами строились на ориентационных картах при разориентациях от 2° до 10°: толщина на рисунках – 1 пиксел. При разориентациях ≥10° проводились высокоугловые границы (ВУГ): толщина на рис. – 2 пикселя. Выявление границ решетки совпадающих узлов (РСУ) между зернами осуществлялось построением их на ориентационных картах с учетом заложенного в программное обеспечение стандартного критерия Брендона ±∆Θ. Для каждой РСУ-границы он составляет конкретную величину: ∆Θ = 15°/(Σn)1/2, где Σn – количество совпадающих узлов при наложении трехмерных решеток. Также использовали возможности программного обеспечения по уменьшению критерия ∆Θ до 1°.

Разориентацию между кубическими решетками аустенита и α-фазы определяли по матрице поворота R, полученной из соотношения F = = RA. Матрица F описывает ориентацию продукта превращения (мартенсит или бейнит), матрица А описывает исходную ориентацию аустенита. Матрицы F и A вычисляли из экспериментально определенных EBSD-углов Эйлера для соответствующих фаз. Для определения действующего варианта ОС полученную матрицу поворота R сравнивали со всеми вариантами ОС Курдюмова–Закса (24), ОС Нишиямы–Вассермана (12), ОС Гренингера–Трояно (24) и ОС из [15, 16] по формуле, использованной в работах [29, 30]:

(1)
${{H}_{{ij}}} = {{C}_{j}}{{R}^{{--1}}}{{C}_{i}}T,$
где в качестве T использована матрица Т1, описывающая вариант сдвигового γ → α-превращения:

– для ОС Курдюмова–Закса (К–З): (111)γ || (011)α; ${{[\bar {1}01]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,{\text{||}}{\kern 1pt} \,{{[\bar {1}\bar {1}1]}_{\alpha }}.$

${\text{Т}}_{1}^{{{\text{К}} - {\text{З}}}} = \left( {\begin{array}{*{20}{c}} {0.742}&{ - 0.667}&{ - 0.749} \\ {0.650}&{0.742}&{ - 0.167} \\ {0.167}&{0.075}&{0.983} \end{array}} \right);$

– для ОС Нишиямы–Вассермана (Н–В): (111)γ||(011)α; ${{[2\bar {1}\bar {1}]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,{\text{||}}\,{\kern 1pt} {{[0\bar {1}1]}_{\alpha }}.$

${\text{Т}}_{1}^{{{\text{Н}} - {\text{В}}}} = \left( {\begin{array}{*{20}{c}} 0&{0.707}&{ - 0.707} \\ { - 0.169}&{0.697}&{0.697} \\ {0.986}&{0.120}&{0.120} \end{array}} \right);$

– для ОС Гренингера–Трояно (Г–Т): (111)γ||(011)α; ${{[\overline {12} ,\bar {5},17]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,{\text{||}}{\kern 1pt} \,{{[\bar {7},\overline {17} ,17]}_{\alpha }}.$

${\text{Т}}_{1}^{{{\text{Г}} - {\text{Т}}}} = \left( {\begin{array}{*{20}{c}} {0.727}&{ - 0.686}&{ - 0.041} \\ {0.672}&{0.722}&{ - 0.168} \\ {0.145}&{0.095}&{0.985} \end{array}} \right);$

– для ОС, полученного в работах Гундырева В.М., Зельдовича В.И., Счастливцева В.М. [15–17]: (1, 1.0212, 1.0141)γ || (011)α; ${{[1,1.1138,\overline {2.1077} ]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,{\text{||}}\,{\kern 1pt} {{[0\bar {1}1]}_{\alpha }}.$

${{{\text{Т}}}_{1}} = \left( {\begin{array}{*{20}{c}} { - 0.724}&{0.689}&{0.020} \\ {0.130}&{0.107}&{0.986} \\ {0.677}&{0.717}&{ - 0.167} \end{array}} \right);$
а в качестве Сi(Сj) – матрицы типа $\left( {\begin{array}{*{20}{c}} 1&0&0 \\ 0&1&0 \\ 0&0&1 \end{array}} \right),$ описывающие в общем случае 24 симметрических поворота в кубической решетке: i (j) = 1, 2, …, 24.

Для каждой матрицы разориентации Н, с учетом полного ряда ее симметрических вариантов, производили расчет значений углов Θ и осей разворота [uvw], используя известные математические формулы:

(2)
$\Theta = {\text{arccos}}\left\{ {{{\left( {{{h}_{{11}}} + {{h}_{{22}}} + {{h}_{{33}}}--1} \right)} \mathord{\left/ {\vphantom {{\left( {{{h}_{{11}}} + {{h}_{{22}}} + {{h}_{{33}}}--1} \right)} 2}} \right. \kern-0em} 2}} \right\},$
(3)
$u:v:w = \left[ {{{h}_{{12}}}--{{h}_{{21}}}} \right]:\left[ {{{h}_{{23}}}--{{h}_{{32}}}} \right]:\left[ {{{h}_{{31}}}--{{h}_{{13}}}} \right],$
где hij – элементы матрицы Н.

В полученных наборах вариантов значений параметров разориентации (угол и ось разворота), относящихся к одной матрице Н, выбирали только один вариант с наименьшим значением угла Θ. Матрицу Т, соответствующую данному варианту, принимали за матрицу ОС, наиболее близкого к действующему, а угол Θ за отклонение экспериментального ОС от теоретического.

РЕЗУЛЬТАТЫ

Структура γ-фазы представлена крупными рекристаллизованными зернами с двойниками отжига и спрямленными границами (рис. 1a). В зернах нераспавшегося аустенита наблюдается низкая плотность дислокаций – практически полное отсутствие МУГ с разориентациями более 2°. Основную долю высокоугловых границ составляли РСУ-границы Σ3 (рис. 1б, 1г). Следует отметить, что граница Σ3 не только “выделяла” двойники рекристаллизации, но также фиксировалась между зернами γ-фазы. Все границы Σ3 в нераспавшемся аустените являются практически точными, имеющими отклонения от идеальных не более 1°. Столь высокая кристаллографическая точность границ Σ3 наблюдалась ранее у двойников рекристаллизации в меди [31].

Рис. 1.

Микроструктура стали Х18Н9 с незавершенным распадом γ-фазы, выявленная с использованием метода обратно рассеянных электронов (EBSD): а – ориентационный контраст; б, в – спектры межкристаллитных границ в γ- и α-фазах, соответственно; г, д – спектры специальных границ в в γ- и α-фазах, соответственно.

Распад аустенита происходил крайне неоднородно (рис. 1a): в некоторых зернах γ-фазы превращение реализовалось полностью; в других – превращение прошло только в “двойниковой” их части; также наблюдались зерна γ-фазы, в которых превращение не реализовалось или только началось. На начальной стадии превращения наблюдалась линзоподобная форма зародышей α-фазы: либо симметричная с длинной осью, параллельной ВУГ, на которых произошло формирование данных кристаллов; либо ассиметричная с длинной осью, расположенной под углом к ВУГ. В зернах α-фазы, которые полностью заменили γ-фазу, фиксировалась высокая плотность дислокаций, выраженная в большом количестве МУГ, зачастую параллельных друг другу (рис. 1а).

Практически все зародыши α-фазы сформировались на границах РСУ между зернами γ-фазы, причем доминирующее большинство зародышей – на границах Σ3 (когерентных двойниковых), что согласуется с результатами работы [4]. Часто наблюдалось формирование нескольких зародышей α-фазы на одной ВУГ γ-фазы. Все зародыши α-фазы, образовавшиеся на одной границе γ-фазы, характеризовались практически одной и той же кристаллографической ориентацией. Таким образом, сформированный в дальнейшем в результате роста отдельных зародышей пакет кристаллитов α-фазы будет содержать только МУГ, разделяющие кристаллиты близких ориентаций.

Сформированная в результате распада аустенита α-фаза характеризовалась наличием аксиальной текстуры ❬111❭ [27], ось которой являлась нормальной к анализируемой поверхности образца. Это предполагало наличие определенного напряженного состояния в момент γ–α-превращения. Важно отметить, что в текстуре α-фазы ориентировку ❬111❭ преимущественно формировали области, в которых распад аустенита прошел максимально далеко. То есть текстура α-фазы в данном случае свидетельствовала о выраженной кристаллографической направленности превращения, инициированной как исходными ориентировками зерен γ-фазы, так и действием напряжений, направленных нормально к поверхности изделия.

В спектре РСУ-границ α-фазы (рис. 1д) заметное преимущество имели Σ3, Σ11, Σ25b, Σ33с, Σ41с. В работах [32, 33] показано, что появление данного спектра является результатом мартенситного фазового превращения в соответствии с ОС, промежуточными между ОС К–З и ОС Н–В.

При зарождении новой α-фазы на границе зерна γ-фазы связь между кристаллографическими базисами решеток α-фазы (F) и одного из кристаллитов γ-фазы (A1) задается соотношением F = = Т1A1, где Т1 матрица некоторых ОС (например, ОС Н–В, К–З, Г–Т или др.). Для того чтобы зародыш α-фазы F находился в ОС к обоим зернам (благоприятном для зарождения и роста в оба зерна γ-фазы) необходимо, чтобы произведение матрицы Т3, связывающей базисы решеток A1 и A2 – A1 = Т3A2, на матрицу Т1 (Т2 = Т1Т3) также дало матрицу ОС (одну из всех возможных вариантов, но отличную от Т1). Очевидно, что это возможно если Т3 близка к одной из матриц, описывающих разориентацию между 11 (для ОС Н–В) или 23 (для К–З, Г–Т или ОС из [15, 16]) возможными ориентировками α-фазы, которая образуется по соответствующим ОС. Т.е. в общем случае зарождение α-фазы должно происходить на границах γ-фазы, которые имеют углы разориентации из полного набора возможных углов между ориентировками α-фазы, образованными по действующим ОС (Н–В, К–З, Г–Т или др.). Этому механизму в полной мере отвечает зарождение новой фазы на границах РСУ Σ3 γ-фазы (выделенные области на рис. 2). Данный тип границ зерен преобладает в спектре разориентаций возможных ориентировок α-фазы (рис. 1д).

Рис. 2.

Кристаллография зарождения α-фазы на Σ3-границах γ-фазы (EBSD): а–г – области, указанные на рис. 1а, с обозначением следов плоскостей (сплошная линия) и направлений (прерывистая линия), участвующих в превращении (слева), и ориентаций кристаллической решетки фаз относительно системы координат образца в виде элементарных кубических ячеек и углов Эйлера (справа) а – область I; б – II; в – III; г – IV.

В табл. 1 показаны результаты кристаллографического анализа типичных случаев зарождения α-фазы на границах РСУ Σ3 γ-фазы, выделенных на рис. 1а. Во всех рассмотренных случаях отклонение экспериментальных ОС от ОС К–З, ОС Н–В, ОС Г–Т и ОС из [15, 16] не превышает 4°, т.е. полностью согласуется с предполагаемым механизмом зарождения. Лучшее согласие с экспериментальными данными наблюдается для ОС Г–Т (табл. 1). Габитусные плоскости γ-фазы, определенные по следам выходов межфазных границ на анализируемую поверхность c точностью до ~1° для всех случаев (I–IV), описываются индексами {259}, характерными для линзовидного мартенсита, образующегося в высоколегированных сплавах с низкой мартенситной точкой.

Таблица 1.

  Отклонения от идеальных ОС при зарождении α-фазы на Σ3-границах γ-фазы

Область на рис. 1а Наиболее близкое ОС / отклонение от теоретического, град
К–З Θ Н–В Θ Г–Т Θ ОС из [15–17] Θ
I ${{\left( {\bar {1}\bar {1}1} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {1\bar {1}0} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left[ {1\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 2.94 ${{\left( {\bar {1}\bar {1}1} \right)}_{\gamma }}\,{\kern 1pt} ||\,{\kern 1pt} {{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {1\bar {2}\bar {1}} \right]}_{\gamma }}\,{\kern 1pt} ||\,{\kern 1pt} {{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 2.39 ${{\left( {\bar {1}\bar {1}1} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {0\bar {1}1} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {12,\overline {17} ,\bar {5}} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left[ {\bar {7},17,17} \right]}_{\alpha }}$		 0.66 ${{\left( {\bar {1},\overline {1.0141} ,1.0212} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {1,\overline {2.1077} ,\overline {1.1138} } \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 0.76
II ${{\left( {111} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {\bar {1}10} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left[ {\bar {1}\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 2.37 ${{\left( {111} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {\bar {2}11} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 3.08 ${{\left( {111} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left( {101} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {\overline {17} ,12,5} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left[ {17,\bar {7},\overline {17} } \right]}_{\alpha }}$		 0.71 ${{\left( {1.0141,1,1.0212} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {\overline {2.1077} ,1,1.1138} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 1.56
III ${{\left( {\bar {1}\bar {1}1} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {101} \right]}_{\gamma }}\,{\kern 1pt} ||\,{\kern 1pt} {{\left[ {1\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 1.67 ${{\left( {\bar {1}\bar {1}1} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {2\bar {1}1} \right]}_{\gamma }}\,{\kern 1pt} ||\,{\kern 1pt} {{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 3.63 ${{\left( {\bar {1}\bar {1}1} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {\bar {1}\bar {1}0} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {17,\bar {5},12} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left[ {17,\overline {17} ,7} \right]}_{\alpha }}$		 0.81 ${{\left( {\overline {1.0141} ,\overline {1.0212} ,{\text{\;}}1} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {2.1077,\overline {1.1138} ,1} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||\,{\kern 1pt} {{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 1.90
IV ${{\left( {\bar {1}11} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left[ {1\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 2.45 ${{\left( {\bar {1}11} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {\bar {1}\bar {2}1} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 2.87 ${{\left( {\bar {1}11} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {\bar {1}10} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {\bar {5},\overline {17} ,12} \right]}_{\gamma }}\,{\kern 1pt} ||\,{\kern 1pt} {{\left[ {\overline {17} ,\overline {17} ,7} \right]}_{\alpha }}$		 0.38 ${{\left( {\overline {1.0212} ,1.0141,1} \right)}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left( {011} \right)}_{\alpha }}$
${{\left[ {\overline {1.1138} ,\overline {2.1077} ,1} \right]}_{\gamma }}{\kern 1pt} \,||{\kern 1pt} \,{{\left[ {0\bar {1}1} \right]}_{\alpha }}$		 1.26

Зарождение новой фазы на границах РСУ Σ3γ имеет общие закономерности. Во всех рассмотренных случаях плоскость превращения в действующих ОС практически точно совпадает с плоскостью {111} когерентной двойниковой границы РСУ Σ3 (рис. 2, табл. 1). При этом направление, входящее в ОС в γ, составляет угол ~90° с кристаллографическим направлением нормальным к поверхности образца и имеет минимальное отклонение от направления ❬112❭γ, входящего в соответствующее ОС Н–В (табл. 2).

Таблица 2.

  Кристаллогеометрические характеристики зарождения α-фазы на Σ3-границах γ-фазы

Близкое ОС (табл. 1) Угол, град, между направлением в γ-фазе, входящем в ОС, и направлением нормальным к поверхности образца, для области (рис. 1а) Угол, град, между направлением в γ‑фазе, входящем в ОС, и направлением ❬112❭γ в ОС Н–В, для областей I–IV (рис. 1а)
I II III IV
К–З 116.1 74.2 42.5 97.7 30
Н–В 86.1 85.9 72.5 72.4 0
Г–Т 99.5 80.4 59.1 83.6 13.4
Из [15, 16] 95.7 93.3 74.2 109.1 1.8

Полученный результат в полной мере объясняется реализацией превращения по механизму, предложенному в работах [15–17] в рамках феноменологической теории мартенситного превращения (ФТМП). Исходя из данного механизма, сдвиговая деформация решетки при мартенситных превращениях ГЦК → ОЦК вначале происходит по той же плоскости и тому же направлению, что и при двойниковании (первый сдвиг Курдюмова–Закса). Затем происходит чистая деформация, главные оси которой совпадают с направлением сдвига, с нормалью к плоскости сдвига и с поперечным им направлением (типа ❬110❭γ). При этом, согласно этой модели, наибольшая чистая деформация растяжением наблюдается по направлению типа ❬110❭γ, которое во всех случаях составляет минимальный угол с направлением нормальным к поверхности образца (рис. 2, табл. 2). Т.е. максимально в данном случае способствует релаксации напряжений, связанных с радиационным распуханием изделия, по оси нормальной к плоскости разреза. Учитывая некоторую накопленную плотность дислокаций в направлении двойникового сдвига (несмотря на то, что это двойники отжига) и отсутствие его асимметрии в ГЦК-решетке, с большой долей вероятности первоначальная сдвиговая деформация решетки при фазовом превращении на границе РСУ Σ3 должна происходить в антидвойниковом направлении.

Деформация при инвариантной решетке в рассматриваемом случае происходит в мартенсите сдвигом по системе типа $(112)[1\bar {1}\bar {1}],$ который может реализовываться скольжением для пакетного (реечного) мартенсита или двойникованием для двойникованного [15–17]. Отметим что, двойниковая реализация сдвиговой деформации при инвариантной решетке позволяет объяснить высокую плотность границ РСУ Σ3 в α-фазе в наблюдаемом случае (рис. 1д). Очевидно, что реализация подобных механизмов зарождения ограничивает набор возможных вариантов ОС по отношению к γ-фазе, а также накладывает ограничение на количество ориентировок новой α-фазы. При наличии выраженной текстуры в γ-фазе, в α-фазе также будет сформирована текстура, взаимосвязанная с исходной.

ВЫВОДЫ

Установлено, что распад аустенита в стали Х18Н9 наиболее точно описывается ОС Грегори–Трояно. Показано, что зарождение зерен α-фазы происходило на когерентных двойниковых границах (Σ3 в модели решетки совпадающих узлов) между зернами аустенита, что определило варианты действующих ОС и однозначную кристаллографическую ориентацию зерен α-фазы.

Авторы выражают признательность за содействие программе поддержки ведущих университетов РФ в целях повышения их конкурентоспособности № 211 Правительства РФ № 02.А03.21.0006.

Список литературы

  1. Shukla R., Ghosh S.K., Chakrabarti D., Chatterjee S. Microstructure, texture, property relationship in thermo-mechanically processed ultra-low carbon micro alloyed steel for pipe line application // Mater. Sci. Eng. 2013. V. 587. № 10. P. 201–208.

  2. Gong W., Tomota Y., Adachi Y., Paradowska A.M., Kelleher J.F., Zhang S.Y. Effects of ausforming temperature on bainite transformation, microstructure and variant selection in nanobainite steel // Acta Mater. 2013. V. 61. № 11. P. 4142–4154.

  3. Zilnyk K.D., Oliveira V.B., Sandim H.R.Z., Möslang A., Raabe D. Martensitic transformation in Eurofer-97 and ODS-Eurofer steels: A comparative study // J. Nuclear Mater. 2015. V. 462. P. 360–367.

  4. Nakada N., Ito H., Matsuoka Y., Tsuchiyama T., Takaki S. Deformation-induced martensitic transformation behavior in cold-rolled and cold-drawn type 316 stainless steels // Acta Mater. 2010. V. 58. № 3. P. 895–903.

  5. Cho L., Seo E.J., Bruno C. De Cooman B.C. Near-Ac3 austenitized ultra-fine-grained quenching and partitioning (Q&P) steel // Scripta Mater. 2016. V. 123. P. 69–72.

  6. Zhang M.-X., Kelly P.M. Crystallographic features of phase transformations in solids // Progress in Mater. Sci. 2009. V. 54. P. 1101–1170.

  7. Разумов И.К., Горностырев Ю.Н., Кацнельсон М.И. К теории фазовых превращений в железе и стали на основе первопринципных подходов // ФММ. 2017. Т. 118. № 4. С. 380–408.

  8. ащенко М.П., Чащина В.Г., Кащенко Н.М., Белослудцева Е.С., Пушин В.Г., Уксусников А.Н. Динамические сценарии формирования мартенсита с габитусами {110} в сплаве Ni50Mn50 // ФММ. 2019. Т. 120. № 4. С. 853–860

  9. Кащенко М.П., Кащенко Н.М., Чащина В.Г. Влияние изменения длин волн коротковолновых смещений на формирование фрагмента двойниковой структуры тонкопластинчатых кристаллов α-мартенсита // ФММ. 2018. Т. 119. № 1. С. 3–8.

  10. Decocker R., Petrov R., Gobernado P., Kestens L. Quantitative Evaluation of the Crystallographic Relation in a Martensitic Transformation in an Fe–28% Ni alloy // Evolution of Deformation Microstructures In 3D. Proc. of 25th RisØ International Symposium on Materials Science. 2004. P. 275–281.

  11. Kitahara H., Ueji R., Tsuji N., Minamino Y. Crystallographic features of lath martensite in low-carbon steel // Acta Mater. 2006. V. 54. P. 1279–1288.

  12. Shibata A., Jafarian H., Tsuji N. Microstructure and Crystallographic Features of Martensite Transformed from Ultrafine-Grained Austenite in Fe24Ni0.3C Alloy // Mater. Trans. 2012. V. 53. № 1. P. 81–86.

  13. Tomida T., Wakita M. Transformation Texture in Hot-rolled Steel Sheets and Its Quantitative Prediction // ISIJ International. 2012. V. 52. № 4. P. 601–609.

  14. Kraposhin V., Jakovleva I., Karkina L., Nuzhny G., Zubkova T., Talis A. Microtwinning as a common mechanism for the martensitic and pearlitic transformations // J. Alloys Compounds. 2013. V. 577S. P. 30–36.

  15. Гундырев В.М., Зельдович В.И. Кристаллографический анализ мартенситного ГЦК → ОЦТ превращения в высокоуглеродистой стали // ФММ. 2014. Т. 115. № 10. С. 1035–1042.

  16. Гундырев В.М., Зельдович В.И., Счастливцев В.М. Кристаллографический анализ мартенситного превращения в среднеуглеродистой стали с пакетным мартенситом // ФММ. 2016. Т. 117. № 10. С. 1052–1062.

  17. Гундырев В.М., Зельдович В.И., Счастливцев В.М. Ориентационные соотношения и механизм мартенситного превращения в среднеуглеродистой стали с пакетным мартенситом // Известия РАН. Серия физическая. 2017. Т. 81. № 11. С. 1435–1441.

  18. Калетина Ю.В., Кабанова И.Г., Фролова Н.Ю., Гундырев В.М., Калетин А.Ю. Кристаллографические особенности структуры мартенсита сплава Ni47Mn42In11 // ФТТ. 2017. Т. 59. № 10. С. 1984–1991.

  19. Yardley V.A., Payton E.J. Austenite–martensite/bainite orientation relationship: characterisation parameters and their application // Mater. Sci. Techn. 2014. V. 30. № 9. 1125–1130.

  20. Cayron C. One-step model of the face-centred-cubic to body-centred-cubic martensitic transformation // Acta Cryst. 2013. V. A69. P. 498–509.

  21. Koumatos K., Muehlemann A. A Theoretical Investigation of Orientation Relationships and Transformation Strains in Steels // arXiv:1604.05270v2 [cond-mat.mtrl-sci]. 21 Jun 2016. 27 p.

  22. Mao G., Cayron C, Mao X., Cao R., Logé R., Chen J. Morphological and Crystallographic Characteristics of Structure in a Low-Carbon Iron–Nickel Alloy // Crystals. 2018. V. 8. P. 468(1–11).

  23. Пышминцев И.Ю., Струин А.О., Гервасьев А.М., Лобанов М.Л., Русаков Г.М., Данилов С.В., Арабей А.Б. Влияние кристаллографической текстуры бейнита на разрушение листов трубных сталей, полученных контролируемой термомеханической обработкой // Металлург. 2016. № 4. С. 57–63.

  24. Лобанов М.Л., Бородина М.Д., Данилов С.В., Пышминцев И.Ю., Струин А.О. Текстурная наследственность при фазовых превращениях в малоуглеродистой низколегированной трубной стали после контролируемой термомеханической обработки // Изв. вузов. Черная металлургия. 2017. Т. 60. № 11. С. 910–918.

  25. Rollett A., Humphreys F., Rohrer G.S., Hatherly M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena: Second Edition. Elsevier Ltd. 2004. 658 p.

  26. Лобанов М.Л., Логинов Ю.Н., Данилов С.В., Головин М.А., Карабаналов М.С. Влияние скорости горячей прокатки на структурно-текстурное состояние плиты алюминиевого сплава системы Al–Si–Mg // МиТОМ. 2018. № 5. С. 49–54.

  27. Pastukhov V.I., Kozlov A.V., Lobanov M.L. Crystallographic Peculiarities of Shear α–γ Transformation in Austenitic Stainless Steel in the High Temperature Area // Trans Tech Publications. Solid State Phenomena. 2018. V. 284. P. 253–258.

  28. Pastukhov V.I., Averin S.A., Panchenko V.L., Portnykh I.A., Freyer P.D., Giannuzzi L.A., Garner F.A. Application of backscatter electrons for large area imaging of cavities produced by neutron irradiation // J. Nuclear Mater. 2016. V. 480. P. 289–300.

  29. Кабанова И.Г., Сагарадзе В.В. Статистический анализ взаимных разориентаций кристаллов аустенита (мартенсита) после мартенситных γ → α → γ (α → γ → α) превращений // ФММ. 1999. Т. 88. № 2. С. 44–52.

  30. Терещенко Н.А., Яковлева И.Л., Кабанова И.Г., Мирзаев Д.А. Специальные разориентации в низкотемпературном бейните высокоуглеродистой марганец-кремнистой стали, полученном в изотермических условиях // ФММ. 2019. Т. 120. № 9. С. 954–961.

  31. Зорина М.А., Лобанов М.Л., Макарова Е.А., Русаков Г.М. Текстура первичной рекристаллизации в ГЦК-металле с низкой энергией дефекта упаковки // МиТОМ. 2018. № 5. С. 55–63.

  32. Лобанов М.Л., Русаков Г.М., Редикульцев А.А., Беликов С.В., Карабаналов М.С., Струина Е.Р., Гервасьев А.М. Исследование специальных разориентаций в реечном мартенсите низкоуглеродистой стали методом ориентационной микроскопии // ФММ. 2016. Т. 117. № 3. С. 266–271.

  33. Сухомлин Г.Д. Большеугловые низкоэнергетические границы в мартенситных структурах доэвтектоидных сталей // Металлофиз. новейшие технол. 2013. Т. 35. № 8. С. 1109–1122.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал